WO2021241606A1 - 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 - Google Patents

耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 Download PDF

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Abstract

優れた耐摩耗性と広幅曲げ加工性を兼備した耐摩耗鋼板を提供する。所定の成分組成を有し、表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで420~560HBW 10/3000であり、表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、ビッカース硬さで30Hv10以下である、耐摩耗鋼板。

Description

耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
 本発明は、耐摩耗鋼板(abrasion-resistant steel plate)に関し、とくに、建設、土木および鉱山等の分野で使用される産業機械、運搬機器の部材用として好適な、広幅曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼板に関する。また、本発明は、前記耐摩耗鋼板の製造方法に関する。ここで、広幅曲げ加工性とは、実際の使用時に課題となる鋼板幅200mm以上における曲げ加工性のことをいう。
 鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより向上することが知られている。そのため、土砂や岩石などによる摩耗を受ける部材には、焼入などの熱処理を施して高硬度化した鋼材が使用されてきた。
 例えば、特許文献1には、所定の成分組成を有する鋼材に熱間圧延を施して厚鋼板とした後、焼入れすることによって耐摩耗厚鋼板を製造する方法が記載されている。引用文献1に記載された方法によれば、C、合金元素、およびNの含有量を制御することにより、焼入れままで340HB以上の硬さと、高靭性とを有し、溶接部の低温割性が改善された耐摩耗厚鋼板が得られるとされている。
 また、特許文献2には、所定の成分組成を有する鋼に、900℃~Ar3変態点の温度で圧下率15%以上の熱間圧延を施し、次いで、Ar3変態点以上の温度から直接焼入れすることによって耐摩耗鋼板を製造する方法が記載されている。引用文献2に記載された方法によれば、成分組成と焼入条件を制御することにより、高い硬度を有する耐摩耗鋼板を容易に得ることができるとされている。
 特許文献1および2に記載された上記技術では、硬度を高めることによって耐摩耗特性を向上させている。一方、様々な形状の部材への適用や溶接個所の低減のため、耐摩耗性だけではなく曲げ加工性にも優れる耐摩耗鋼に対する需要が高まっている。
 このような需要に対し、例えば、特許文献3では、重量%で、C:0.05~0.20%、Mn:0.50~2.5%、およびAl:0.02~2.00%を含有し、マルテンサイトの面積分率が5%以上、50%以下である耐摩耗鋼が提案されている。特許文献3によれば、熱間圧延された鋼をAc1点とAc3点の間のフェライト-オーステナイト2相域温度に加熱した後、急冷することによってマルテンサイトの面積分率を制御し、それにより加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼が得られるとされている。
 また、特許文献4では、所定の成分組成を有する鋼を、熱間圧延後、直ちにMs点±25℃まで冷却し、前記冷却を中断してMs点+50℃以上に復熱させた後、室温まで冷却する耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。引用文献4によれば、前記製造方法で得られた鋼板の表面から深さ5mmまで領域における最低硬度が、該鋼板のさらに内部の領域における最高硬度よりも40HV以上低く、その結果、曲げ加工性が向上するとされている。
 さらに、特許文献5では、DI*(焼入れ性指数)が60以上である所定の成分組成を有する鋼を熱間圧延し、次いで0.5~2℃/sの平均冷却速度で400℃以下の温度域まで冷却する、耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。特許文献5によれば、前記製造方法で得られる耐摩耗鋼板には、平均粒径0.5~50μm以上のTi系の炭化物が400個/mm2以上析出しており、その結果、熱処理を行うことなしに、優れた耐摩耗性と曲げ加工性を兼ね備えた耐摩耗鋼が得られるとされている。
特開昭63-169359号公報 特開昭64-031928号公報 特開平07-090477号公報 特開2006-104489号公報 特開2008-169443号公報
 特許文献3~5に記載されているように、従来の耐摩耗鋼板の曲げ加工性を向上させる方法は、鋼板の基地相(マトリックス)の硬度を抑制して曲げ加工性を確保しつつ、ミクロ組織の制御または炭化物の析出によって耐摩耗性を向上させるという考え方に基づいている。したがって、これらの方法では基地相の硬度を十分に向上させることが難しく、耐摩耗性と曲げ加工性を両立させることはできなかった。
 その一方で、耐摩耗性に対する要求水準は年々高まっているため、耐摩耗性と曲げ加工性という相反する特性を高い水準で両立させることができる技術が求められている。
 また、耐摩耗鋼板を加工して最終製品である土木建築用機器用部材などを製造する際には、該耐摩耗鋼板の板幅が200mm以上であるような条件で曲げ加工が行われることが一般的である。通常、曲げ割れは板幅が広いほど発生しやすいため、実際の使用時における鋼板の曲げ加工性を評価するためには、板幅200mm以上の鋼板を用いて評価を行うべきである。しかし、上述したような従来技術においては、板幅200mm以上における曲げ加工性について考慮されていない。
 本発明は、上記の課題を解決し、優れた耐摩耗性と曲げ加工性という相反する特性を兼ね備えた耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。特に、前記曲げ加工性に関しては、鋼板幅200mm以上という過酷な条件下における曲げ加工性(以下、「広幅曲げ加工性」という)に優れた耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。
 本発明者らは、上記目的を達成するために、耐摩耗鋼板の広幅曲げ加工性に影響する各種要因について検討し、その結果、次の(1)~(4)の知見を得た。
(1)耐摩耗鋼板の曲げ加工性には、該耐摩耗鋼板表層部の硬度および延性が大きく影響する。
(2)特に、耐摩耗鋼板に局所的な硬化部または軟化部が存在すると、軟化部または硬化部周辺にひずみが集中し延性が低下するため、広幅曲げ加工性が低下する。
(3)耐摩耗鋼板における硬度差を低減することにより、耐摩耗性に大きく影響を及ぼす基地相の硬度を低下させることなく、広幅曲げ加工性を向上することができる。
(4)耐摩耗鋼板を製造する際に、オーステナイト温度域から焼入れを行い、前記焼入れ時の鋼板の幅方向の冷却速度の差を低減することにより、耐摩耗鋼板の硬度差を低減することができる。
 本発明は、以上の知見を踏まえ、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
1.質量%で、
  C :0.15~0.30%、
  Si:0.05~1.00%、
  Mn:0.50~2.00%、
  P :0.020%以下、
  S :0.010%以下、
  Al:0.01~0.06%、
  Cr:0.10~1.00%、および
  N :0.0100%以下を含み、
  残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
 表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
 表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで420~560HBW 10/3000であり、
 表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、ビッカース硬さで30Hv10以下である、
 耐摩耗鋼板。
2.前記成分組成が、質量%で、
  Nb:0.005~0.020%、
  Ti:0.005~0.020%、および
  B :0.0003~0.0030%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1に記載の耐摩耗鋼板。
3.前記成分組成が、質量%で、
  Cu:0.01~0.5%、
  Ni:0.01~3.0%、
  Mo:0.1~1.0%、
  V :0.01~0.10%、
  W :0.01~0.5%、および
  Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1または2に記載の耐摩耗鋼板。
4.前記成分組成が、質量%で、
  Ca:0.0005~0.0050%、
  Mg:0.0005~0.0100%、および
  REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1~3のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。
5.質量%で、
  C :0.15~0.30%、
  Si:0.05~1.00%、
  Mn:0.50~2.00%、
  P :0.020%以下、
  S :0.010%以下、
  Al:0.01~0.06%、
  Cr:0.10~1.00%、および
  N :0.0100%以下を含み、
  残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、Ac3変態点以上、1300℃以下の加熱温度に加熱し、
 加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
 前記熱延鋼板に焼入れを施す、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
 前記焼入れが、
(a)前記熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する直接焼入れ、または、
(b)前記熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱し、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する再加熱焼入れであり、
 前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差が、それぞれ5℃/s以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。
6.前記焼入れにおける冷却停止温度が(Mf点-100℃)未満であり、
 前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を(Mf点-80℃)以上、(Mf点+50℃)以下である焼戻し温度で焼戻しする、上記5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
7.前記焼戻しにおいて、前記焼戻し温度に60s以上保持する、上記6に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
8.前記焼戻しにおける平均昇温速度が、2℃/s以上である、上記6または7に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
9.前記焼入れにおける冷却停止温度がMf点以下、(Mf点-100℃)以上であり、
 前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を空冷する、上記5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
10.前記成分組成が、質量%で、
  Nb:0.005~0.020%、
  Ti:0.005~0.020%、および
  B :0.0003~0.0030%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記5~9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
11.前記成分組成が、質量%で、
  Cu:0.01~0.5%、
  Ni:0.01~3.0%、
  Mo:0.1~1.0%、
  V :0.01~0.10%、
  W :0.01~0.5%、および
  Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記5~10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
12.前記成分組成が、質量%で、
  Ca:0.0005~0.0050%、
  Mg:0.0005~0.0100%、および
  REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記5~11のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
 本発明によれば、優れた耐摩耗性と広幅曲げ加工性とを兼備した耐摩耗鋼板を製造することができる。本発明によれば、耐摩耗性に影響する硬度を落とすことなく優れた広幅曲げ加工性を実現出来るため、近年の耐摩耗性に対する高い要求水準にも対応することができる。したがって、本願発明の耐摩耗鋼板は、建設、土木および鉱山等の分野で使用される産業機械、運搬機器の部材用の材料として極めて好適に用いることができる。
 以下、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態の例を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
[成分組成]
 本発明においては、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。
C:0.15~0.30%
 Cは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる元素である。この効果を得るために、C含有量を0.15%以上とする。C含有量は0.20%以上とすることが好ましい。一方、C含有量が0.30%を超えると、基地相の硬度が過度に上昇し、広幅曲げ加工性が著しく低下する。そのため、C含有量は0.30%以下とする。C含有量は0.28%以下とすることが好ましい。
Si:0.05~1.00%
 Siは、脱酸剤として作用する元素である。また、Siは、鋼中で固溶強化により基地相の硬さを上昇させる効果を有している。Si含有量が0.05%未満の場合、十分な脱酸効果が得られず介在物量が増加し、その結果、延性が低下する。そのため、Si含有量を0.05%以上とする。Si含有量は、0.10%以上とすることが好ましく、0.20%以上とすることがより好ましい。一方、Si含有量が1.00%を超えると、介在物量が増加し、延性が低下する結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Si含有量を1.00%以下とする。Si含有量は0.80%以下とすることが好ましく、0.60%以下とすることがより好ましい。
Mn:0.50~2.00%
 Mnは、基地相の硬さを上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。Mn含有量が0.50%未満の場合、焼入れ性が不足し、均一な硬度が得られない。そのため、Mn含有量を0.50%以上とする。Mn含有量は、0.60%以上とすることが好ましく、0.70%以上とすることがより好ましい。一方、Mn含有量が2.00%を超えると硬さが高くなりすぎるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Mn含有量は2.00%以下とする。Mn含有量は、1.80%以下とすることが好ましく、1.60%以下とすることがより好ましい。
P:0.020%以下
 Pは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りP含有量を低くすることが望ましいが、0.020%以下であれば許容できる。なお、P含有量の下限は特に限定されないが、0.001%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、P含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
S:0.010%以下
 Sは、不可避的不純物として含有される元素であり、MnS等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りS含有量を低くすることが望ましいが、0.010%以下であれば許容できる。なお、S含有量の下限は特に限定されないが、0.0001%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、S含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。
Al:0.01~0.06%
 Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物の形成により結晶粒を微細化し、延性を向上させる作用を有する元素である。これらの効果を得るために、Al含有量を0.01%以上とする。一方、Al含有量が0.06%を超えると、過剰に窒化物を形成し、表面疵の発生が増加する。また、Al含有量が0.06%を超えると、酸化物系介在物が増大して延性が低下し、その結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Al含有量は0.06%以下とする。なお、Al含有量は0.05%以下とすることが好ましく、0.04%以下とすることがより好ましい。
Cr:0.10~1.00%
 Crは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。Cr含有量が0.10%未満の場合、Cr添加による焼入性向上の効果が得られず均一な硬度が得られない。そのため、Cr含有量を0.10%以上とする。Cr含有量は、0.20%以上とすることが好ましく、0.25%以上とすることがより好ましい。一方、Cr含有量が1.00%を超えると、析出物形成による延性の低下を引き起こし、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Cr含有量は1.00%以下とする。Cr含有量は、0.85%以下とすることが好ましく、0.80%以下とすることがより好ましい。
N:0.0100%以下
 Nは、不可避的不純物として含有される元素であり、窒化物などを形成することにより結晶粒の細粒化に寄与する。しかし、析出物が過剰に形成されると延性が低下し、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、N含有量を0.0100%以下とする。N含有量は0.0060%以下とすることが好ましく、0.0040%以下とすることがより好ましい。なお、N含有量の下限は特に限定されないが、0.0010%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、N含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。
 本発明の一実施形態における耐摩耗鋼板および鋼素材は、以上の成分と、残部のFeおよび不可避的不純物とからなる成分組成を有する。
 また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、任意に、Nb:0.005~0.020%、Ti:0.005~0.020%、およびB:0.0003~0.0030%からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。
Nb:0.005~0.020%
 Nbは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性のさらなる向上に寄与する元素である。また、Nbは炭窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する。Nbを添加する場合、前記効果を得るためにNb含有量を0.005%以上、好ましくは0.007%以上とする。一方、Nb含有量が0.020%を超えると、NbCが多量に析出して延性が低下し、その結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Nbを添加する場合、Nb含有量を0.020%以下とする。Nb含有量は0.018%以下とすることが好ましい。
Ti:0.005~0.020%
 Tiは、鋼中で窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化することにより延性を向上させる元素である。また、TiとBの両者が共存する場合、TiがNを固定することによってBNの析出が抑制され、その結果、Bの焼入性向上効果が高まる。これらの効果を得るために、Tiを添加する場合、Ti含有量を0.005%以上とする。Ti含有量は、0.007%以上とすることが好ましい。一方、Ti含有量が0.020%を超えると、硬質なTiCが多量に析出し、広幅曲げ加工性を低下させる。そのため、Tiを含有する場合、Ti含有量は0.020%以下とする。Ti含有量は、0.015%以下とすることが好ましい。
B:0.0003~0.0030%
 Bは、微量の添加でも焼入性を著しく向上させる元素である。したがって、Bを添加することによりマルテンサイトの形成を促進し、耐摩耗性をさらに効果的に向上させることができる。この効果を得るために、Bを添加する場合、B含有量を0.0003%以上とする。B含有量は、0.0005%以上とすることが好ましく、0.0008%以上とすることがより好ましい。一方、B含有量が0.0030%を超えると、破壊の起点となるホウ化物などの析出物が多量に形成されといった悪影響が生じる。そのため、Bを添加する場合、B含有量を0.0030%以下とする。B含有量は0.0015%以下とすることが好ましい。
 また、本発明の他の実施形態において、上記成分組成は、任意に、Cu:0.01~0.5%、Ni:0.01~3.0%、Mo:0.1~1.0%、V:0.01~0.10%、W:0.01~0.5%、およびCo:0.01~0.5%からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。
Cu:0.01~0.5%
 Cuは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Cuを添加する場合、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0.5%を超えると、表面疵が発生しやすくなるなど、製造性が低下することに加え、合金コストが上昇する。そのため、Cuを添加する場合、Cu含有量を0.5%以下とする。
Ni:0.01~3.0%
 Niは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Niを添加する場合、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3.0%を超えると、合金コストが上昇する。そのため、Ni含有量は3.0%以下とする。
Mo:0.1~1.0%
 Moは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Moを添加する場合、その効果を得るためにMo含有量を0.1%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Moを添加する場合、Mo含有量を1.0%以下とする。
V:0.01~0.10%
 Vは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。また、Vは、VNとして析出することで固溶Nの低減に寄与する元素である。Vを添加する場合、前記効果を得るためにV含有量を0.01%以上とする。一方、0.10%を超えて添加すると硬質なVCの析出により延性が低下する。そのため、Vを添加する場合、V含有量は0.10%以下、好ましくは0.08%以下、より好ましくは0.05%以下とする。
W:0.01~0.5%
 Wは、Moと同様に焼入性を向上させる元素であり、任意に添加することができる。Wを添加する場合、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0.5%を超えると、合金コストの上昇を招く。そのため、Wを添加する場合、W含有量を0.5%以下とする。
Co:0.01~0.5%
 Coは、焼入性を向上させる元素であり、任意に添加することができる。Coを添加する場合、前記効果を得るためにCo含有量を0.01%以上とする。一方、Co含有量が0.5%を超えると、合金コストの上昇を招くため、Coを添加する場合、Co含有量を0.5%以下とする。
 また、本発明の他の実施形態において、上記成分組成は、任意に、Ca:0.0005~0.0050%、Mg:0.0005~0.0100%、およびREM:0.0005~0.0200%からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。
Ca:0.0005~0.0050%
 Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、任意に添加することができる。その効果を発揮させるためには、0.0005%以上の添加が必要である。そのため、Caを添加する場合、Ca含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0050%を超えて添加すると、鋼中の介在物量増大による延性の低下を招き、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Caを含有させる場合、Ca含有量を0.0050%以下、好ましくは0.0025%以下とする。
Mg:0.0005~0.0100%
 Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、旧オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制し、延性を向上させる元素である。その効果を発揮させるためには、0.0005%以上の添加が必要である。そのため、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0100%を超えて添加すると、鋼中の介在物量増大による延性の低下を招き、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Mgを含有させる場合、Mg含有量を0.0100%以下、好ましくは0.0050%以下とする。
REM:0.0005~0.0200%
 REM(希土類金属)も、Caと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには0.0005%以上の添加が必要である。そのため、REMを添加する場合、REM含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0200%を超えて添加しても、その効果が飽和する。そのため、REMを含有させる場合は、REM含有量を0.0200%以下、好ましくは0.0100%以下とする。
[ミクロ組織]
マルテンサイトの体積率:90%以上
 本発明においては、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率を90%以上とする。マルテンサイトの体積率が90%未満であると、耐摩耗鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積率を90%以上とする。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。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%以上であれば、残部の組織に関わらず所望の耐摩耗性を得ることができるため、マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されることなく、任意の組織とすることができる。残部の組織は、例えば、フェライト、パーライト、オーステナイト、およびベイナイトからなる群より選択される1または2以上であってよい。
[硬度]
ブリネル硬さ:420~560HBW 10/3000
 本願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、表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで420~560HBW 10/3000である。表面硬度の限定理由を以下に説明する。
 鋼板の耐摩耗性は、鋼板の表層部の硬度を高めることにより向上させることができる。鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで420HBW未満では、十分な耐摩耗性を得ることができず使用時の寿命が短くなる。そのため、鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度を、ブリネル硬さで420HBW以上、好ましくは440HBW以上とする。一方、鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで560HBWを超えると、広幅曲げ加工性が劣化する。そのため、鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度を、ブリネル硬さで560HBW以下とする。なお、ここで前記ブリネル硬さは、直径10mmのタングステン硬球を使用して荷重3000kgfで測定した、板幅の1/4位置における値(HBW 10/3000)とする。
[幅方向硬度差]
幅方向硬度差:30Hv10以下
 耐摩耗鋼板に局所的な硬化部または軟化部が存在する場合、軟化部または硬化部周辺にひずみが集中し延性が低下するため、優れた広幅曲げ加工性を得ることができない。そのため、本発明では、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差を、ビッカース硬さで30Hv10以下とする。硬度差を前記の範囲とすることにより、広幅での曲げ加工時においても良好な曲げ特性が得られる。また、通常、鋼板は長手方向(圧延方向)に移動させながら製造されるので、幅方向(圧延直交方向)に均一性が保たれていれば長手方向も均一となる。
 前記幅方向硬度差は、耐摩耗鋼板の表面から1mm深さの位置において、幅方向に10mm間隔でビッカース硬さ測定を行い、隣接する測定点間の硬さの差を求めることで評価できる。幅方向硬度差が30Hv10以下であるとは、すべての隣接する2点間における硬度差が30Hv10以下であること、言い換えると、隣接する2点間における硬度差の最大値が30Hv10以下であることを意味する。
 なお、耐摩耗鋼板の切断には、一般的に、ガス切断、プラズマ切断、およびレーザ切断などの熱切断が用いられる。熱切断された耐摩耗鋼板においては、端部の硬度が切断時の熱の影響によって変化している。そのため、前記幅方向の硬度差の測定においては、耐摩耗鋼板の端部の熱影響部を測定対象から除外する。より具体的には、耐摩耗鋼板の幅方向における片側辺り50mmの範囲を除いた範囲において、幅方向に10mm間隔でビッカース硬さ測定を行い、幅方向の硬度差を求めることができる。
 10mmより大きい間隔で測定を行うと、曲げ加工性を劣化させる原因となる硬さ変化を検出できない。一方、測定間隔を小さくすれば硬さ変化の検出精度は上がるものの、測定点数が膨大となる。また、後述する実施例において示すように、10mm間隔で測定した硬度差を制御することで、実際に優れた性能を得られることが確認できた。以上の理由から、測定間隔を10mmとする。
[板厚]
 本発明の耐摩耗鋼板の板厚は特に限定されず、任意の板厚とすることができる。しかし、板厚が4~60mmの耐摩耗鋼板には特に広幅曲げ加工性が求められることから、耐摩耗鋼板の板厚を4~60mmとすることが好ましい。
[製造方法]
 次に、本発明の一実施形態における耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延した後に、焼入れを含む熱処理を後述する条件で行うことによって製造することができる。
[鋼素材]
 上記鋼素材としては、任意の形態の素材を使用することができる。前記鋼素材は、例えば、鋼スラブであってよい。
 鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊法により行ってもよい。
[加熱]
 前記鋼素材を、熱間圧延に先だって加熱温度まで加熱する。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱しても良い。
加熱温度:Ac3変態点以上、1300℃以下
 前記加熱温度がAc3変態点未満であると、加熱後の鋼板のミクロ組織中にフェライト相が含まれるため、焼入後に十分な硬さを得ることができないないだけでなく、ミクロ組織を均一にできない。そのため、前記加熱温度は、Ac3変態点以上とする。一方、前記加熱温度が1300℃より高いと、加熱に際して過大なエネルギーが必要となるため製造性が低下する。そのため、前記加熱温度は1300℃以下、好ましくは1250℃以下、より好ましくは1200℃以下、さらに好ましくは1150℃以下とする。
 なお、Ac3変態点は、下記の式により求めることができる。
 Ac3(℃)=912.0-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
[熱間圧延]
 次いで、前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。本発明においては、熱間圧延後の熱処理過程において鋼板の硬度などを制御するため、熱間圧延の条件は特に限定されない。しかし、鋼素材の変形抵抗を低下させ、圧延機への負荷を低減するという観点からは、圧延終了温度を750℃以上とすることが好ましく、800℃以上とすることがより好ましく、850℃以上とすることがさらに好ましい。一方、オーステナイト粒の著しい粗大化と、それに起因する熱処理後の延性の低下を防止するという観点からは、圧延終了温度を1000℃以下とすることが好ましく、950℃以下とすることがより好ましい。
 本発明においては、上記熱延鋼板に対して、焼入れを含む熱処理を施す。前記熱処理は、以下に述べる2つの実施形態のいずれかの方法で行うことができる。なお、以下の説明において、「冷却開始温度」とは、焼入れの冷却過程における冷却開始時の鋼板の表面温度を指すものとする。また、「冷却停止温度」とは、焼入れの冷却過程における冷却終了時における鋼板の表面温度を指すものとする。
 本願発明の一実施形態においては、前記熱間圧延の後、得られた熱延鋼板に対して焼入れを施す。前記焼入れは、(a)直接焼入れ(DQ)と(b)再加熱焼入れ(RQ)のいずれかの方法で行う。なお、前記焼入れにおける冷却方法は特に限定されないが、水冷とすることが好ましい。
(a)直接焼入れ(DQ)
 前記焼入れを直接焼入れで行う場合には、前記熱間圧延後の熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する。
冷却開始温度:Ar3変態点以上
 前記冷却開始温度がAr3変態点以上であれば、オーステナイト域から焼入れが開始されるため、所望のマルテンサイト組織を得ることができる。冷却開始温度がAr3点未満であると、フェライトが生成するため、最終的に得られるミクロ組織におけるマルテンサイトの体積率が90%未満となる。マルテンサイトの体積率が90%未満であると、鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、鋼板の耐摩耗性が低下する。さらに、冷却開始温度がAr3点未満であると、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。一方、前記冷却開始温度の上限は特に限定されないが、950℃以下とすることが好ましい。
 なお、Ar3変態点は、下記の式で求めることができる。
 Ar3(℃)=910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
冷却停止温度:Mf点以下
 前記冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。マルテンサイトの体積率を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を、(Mf点-100℃)以下とすることが好ましく、(Mf点-120℃)以下とすることがより好ましく、(Mf点-150℃)以下とすることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、過度の冷却は製造効率の低下を招くため、冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
 なお、Mf点は、下記の式で求めることができる。
 Mf(℃)=410.5-407.3×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
(b)再加熱焼入れ(RQ)
 前記焼入れを再加熱焼入れで行う場合には、まず、前記熱間圧延後の熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱する。その後、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する。
再加熱温度:Ac3変態点以上、950℃以下
 熱延鋼板をAc3変態点以上に再加熱することによりミクロ組織をオーステナイトとできるため、その後の焼入れ(冷却)によりマルテンサイト組織を得ることができる。再加熱温度がAc3変態点未満であると、フェライトが生成し十分に焼きが入らないため、鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、最終的に得られる鋼板の耐摩耗性が低下する。そのため、前記再加熱温度をAc3変態点以上とする。一方、再加熱開始温度が950℃より高いと、結晶粒が粗大化し加工性が低下する。そのため、前記再加熱温度を950℃以下とする。なお、前記再加熱温度から冷却を開始するためには、例えば、再加熱に用いた炉から熱延鋼板が出た直後に冷却を開始すればよい。
冷却停止温度:Mf点以下
 前記冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。マルテンサイトの体積率を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を、(Mf点-100℃)以下とすることが好ましく、(Mf点-120℃)以下とすることがより好ましく、(Mf点-150℃)以下とすることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、過度の冷却は製造効率の低下を招くため、冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
(焼入れ時の平均冷却速度)
 上記焼入れの冷却過程における冷却速度は特に限定されず、マルテンサイト相が形成される冷却速度であれば任意の値とすることができる。例えば、焼入れ開始から焼入れ停止の間における平均冷却速度は、10℃/s以上とすることが好ましく、15℃/s以上とすることがより好ましく、20℃/s以上とすることがさらに好ましい。一方、焼入れ時の前記平均冷却速度は、原理上、高ければ高いほど良いため、上限も特に限定されない。しかし、冷却速度を高くするためにはそれに対応し得る冷却設備が必要となることから、前記平均冷却速度は、150℃/s以下とすることが好ましく、100℃/s以下とすることがより好ましく、80℃/s以下とすることがさらに好ましい。なお、ここで、前記平均冷却速度は、鋼板の板幅方向中央位置における表面温度での平均冷却速度を指すものとする。前記表面温度は、放射温度計等を用いて測定することができる。
(冷却速度差)
 本発明では、前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差を、それぞれ5℃/s以下とする。前記平均冷却速度の差(以下、「冷却速度差」という場合がある)が5℃/sより大きいと、隣接する2点間のビッカース硬度の差が30Hv10より大きくなり、広幅曲げ加工性が劣化する。なお、ここで平均冷却速度とは、鋼板の表面温度での平均冷却速度を指すものとする。前記表面温度は、放射温度計等を用いて測定することができる。
(焼戻し)
 本発明の一実施形態においては、焼入れされた熱延鋼板に対して、さらに任意に焼戻しを施すことができる。焼戻しを行うことにより、鋼板の硬さの均一性をさらに向上させることができる。焼戻しを行う場合、上記焼入れにおける冷却停止温度は、(Mf点-100℃)未満とすることが好ましい。前記冷却停止温度で冷却を停止した後、以下に述べる焼戻し温度まで鋼板を加熱すればよい。
焼戻し温度:(Mf点-80℃)以上、(Mf点+50℃)以下
 焼戻し温度が(Mf点-80℃)未満であると、焼戻しの効果が得られない。そのため、焼戻しを行う場合、焼戻し温度を(Mf点-80℃)以上、好ましくは(Mf点-60℃)以上、より好ましくは(Mf点-50℃)以上とする。一方、焼戻し温度が(Mf点+50℃)より高いと、表面硬度の低下が顕著となる。そのため、焼戻しを行う場合、焼戻し温度を(Mf点+50℃)以下、好ましくは(Mf点+30℃)以下、より好ましくは(Mf点+10℃)以下とする。
・温度保持
 前記焼戻し温度に到達した後は、加熱を停止すれば良い。しかし、本発明の一実施形態においては、焼戻し温度まで加熱した後、さらに前記焼戻し温度に任意の保持時間の間、保持することができる。前記保持時間は、特に限定されないが、焼戻しの効果を高めるという観点からは、60秒以上とすることが好ましく、5分以上とすることがより好ましい。一方、保持時間が過度に長いと鋼板の硬度が低下する場合があるため、温度保持を行う場合、保持時間は60分以下とすることが好ましく、30分以下とすることがより好ましく、20分以下とすることがさらに好ましい。
・昇温速度
 前記焼戻しにおける焼戻し温度までの昇温速度は特に限定されない。しかし、生産性の観点からは、焼戻し温度までの平均昇温速度を0.1℃/s以上とすることが好ましく、0.5℃/s以上とすることがより好ましい。また、前記平均昇温速度を2℃/s以上とすることにより、炭化物を微細に析出させ、その結果、広幅曲げ加工性をさらに向上させることができる。そのため、さらに広幅曲げ加工性を向上させるという観点からは、前記平均昇温速度を2℃/s以上とすることが好ましく、10℃/s以上とすることがより好ましい。一方、前記平均昇温速度の上限は特に限定されないが、過度に昇温速度を高めると、再加熱を行うための設備が大型化することに加え、エネルギー消費量の増大が問題となる。そのため、前記平均昇温速度は30℃/s以下とすることが好ましく、25℃/s以下とすることがより好ましい。
 上記焼戻しにおける加熱(昇温)は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、熱処理炉を用いた加熱、高周波誘導加熱、および通電加熱からなる群より選択される少なくとも1つの方法を用いることができる。前記温度保持を行う場合には、前記再加熱および温度保持を、熱処理炉を用いて実施することが好ましい。また、前記平均昇温速度を2℃/s以上とする場合には、高周波誘導加熱または通電加熱により焼戻し温度までの加熱を行うことが好ましい。一方、熱処理炉を用いる場合には、前記平均昇温速度を10℃/s以下とすることが好ましい。また、前記焼戻しは、オフラインとオンラインのいずれで行うこともできる。
 上記焼戻し温度への加熱、および任意に温度保持を行った後は、加熱または温度保持を停止すれば良い。その後の冷却方法は、特に限定されず、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。本発明の一実施形態においては、加熱または温度保持を停止した後、鋼板を室温まで放冷することもできる。
 本願発明の他の実施形態においては、前記焼入れにおける冷却を特定の温度域で中断し、その後、空冷する。これにより、鋼板が焼戻されるため、上記実施形態において焼戻しを行った場合と同様に、鋼板の硬さの均一性をさらに向上させることができる。以下、この実施形態について説明する。
冷却停止温度:Mf点以下、(Mf点-100℃)以上
 上述したように、前記焼入れにおける冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。一方、冷却停止温度が(Mf点-100℃)未満であると、冷却停止後に空冷を行っても焼戻し効果を得ることができない。そのため、本実施形態では冷却停止温度を(Mf点-100℃)以上とする。空冷による焼戻し効果を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を(Mf点-80℃)以上とすることが好ましく、(Mf点-50℃)以上とすることがより好ましい。
 本実施形態においては、前記冷却停止温度において冷却を停止した後、空冷を行うことによって焼戻し効果を得ることができる。前記空冷はとくに限定されることなく任意の条件で行うことができるが、冷却速度を1℃/s以下とすることが好ましい。
 本発明の効果を確認するために、以下に述べる手順で耐摩耗鋼板を製造し、その特性を評価した。
 まず、表1に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、鋼素材としての鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを表2に示す加熱温度に加熱し、次いで表2に示した条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板に対して、表2に示した条件で直接焼入れまたは再加熱焼入れを施して、耐摩耗鋼板を製造した。一部の実施例においては、焼入れの後、表2に示した条件で焼戻しを行った。なお、焼戻しを行わなかった実施例においては、焼入れを停止した後、1℃/s以下の冷却速度で空冷した。
 また、表2の「冷却速度差」欄には、焼入れの冷却過程における、熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差と、幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差のうち、大きい方の値を示した。
 次いで、得られた耐摩耗鋼板のそれぞれについて、マルテンサイト(M)の体積率、硬度、幅方向硬度差の最大値、および広幅曲げ半径を評価した。評価方法は次の通りである。
(マルテンサイトの体積率)
 鋼板の表面から1mmの深さの位置が観察位置となるよう、各鋼板からサンプルを採取した。前記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た。ランダムに10視野の観察を行い、得られた面積分率の平均値をマルテンサイトの体積率とした。
(表面硬度)
 得られた耐摩耗鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243(1998)の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表面から1mmの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から1mmの深さの面における硬度である。なお、板幅方向における測定位置は板幅の1/4位置とした。また、測定に際しては、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。
(幅方向硬度差)
 前記耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおけるビッカース硬さを、板幅方向に10mm間隔で測定した。前記測定においては、耐摩耗鋼板の両端部、片側辺り50mmの領域を測定範囲から除外した。得られた値から、隣接する2点間におけるビッカース硬さの差の絶対値を求め、その最大値を表3に示した。前記ビッカース硬さの測定における試験荷重は10kgとした。
(限界曲げ半径)
 得られた鋼板から、幅200mm×長さ300mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度:180°での曲げ試験を実施した。前記曲げ試験における、割れ発生のない最小の曲げ半径R(mm)、および板厚t(mm)から、限界曲げ半径R/tを求めた。
 以上の方法により得られた評価結果を、表3に示す。表3に示した結果から分かるように、本願発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、表面硬度がブリネル硬さで420HBW 10/3000以上であり、耐摩耗性に優れている。加えて、本願発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、上記曲げ試験における限界曲げ半径R/tが5.0以下と、広幅曲げ加工性が良好であった。このように、本発明の耐摩耗鋼板は、優れた耐摩耗性と広幅曲げ加工性を兼ね備えていた。この結果から、本発明によれば、耐摩耗鋼板の表面硬度を低下させることなく広幅曲げ加工性を向上できることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (12)

  1.  質量%で、
      C :0.15~0.30%、
      Si:0.05~1.00%、
      Mn:0.50~2.00%、
      P :0.020%以下、
      S :0.010%以下、
      Al:0.01~0.06%、
      Cr:0.10~1.00%、および
      N :0.0100%以下を含み、
      残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
     表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
     表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで420~560HBW 10/3000であり、
     表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、ビッカース硬さで30Hv10以下である、耐摩耗鋼板。
  2.  前記成分組成が、質量%で、
      Nb:0.005~0.020%、
      Ti:0.005~0.020%、および
      B :0.0003~0.0030%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1に記載の耐摩耗鋼板。
  3.  前記成分組成が、質量%で、
      Cu:0.01~0.5%、
      Ni:0.01~3.0%、
      Mo:0.1~1.0%、
      V :0.01~0.10%、
      W :0.01~0.5%、および
      Co:0.01~0.5%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1または2に記載の耐摩耗鋼板。
  4.  前記成分組成が、質量%で、
      Ca:0.0005~0.0050%、
      Mg:0.0005~0.0100%、および
      REM:0.0005~0.0200%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1~3のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。
  5.  質量%で、
      C :0.15~0.30%、
      Si:0.05~1.00%、
      Mn:0.50~2.00%、
      P :0.020%以下、
      S :0.010%以下、
      Al:0.01~0.06%、
      Cr:0.10~1.00%、および
      N :0.0100%以下を含み、
      残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、Ac3変態点以上、1300℃以下の加熱温度に加熱し、
     加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
     前記熱延鋼板に焼入れを施す、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
     前記焼入れが、
    (a)前記熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する直接焼入れ、または、
    (b)前記熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱し、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する再加熱焼入れであり、
     前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差が、それぞれ5℃/s以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。
  6.  前記焼入れにおける冷却停止温度が(Mf点-100℃)未満であり、
     前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を(Mf点-80℃)以上、(Mf点+50℃)以下である焼戻し温度で焼戻しする、請求項5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  7.  前記焼戻しにおいて、前記焼戻し温度に60s以上保持する、請求項6に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  8.  前記焼戻しにおける平均昇温速度が、2℃/s以上である、請求項6または7に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  9.  前記焼入れにおける冷却停止温度がMf点以下、(Mf点-100℃)以上であり、
     前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を空冷する、請求項5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  10.  前記成分組成が、質量%で、
      Nb:0.005~0.020%、
      Ti:0.005~0.020%、および
      B :0.0003~0.0030%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項5~9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  11.  前記成分組成が、質量%で、
      Cu:0.01~0.5%、
      Ni:0.01~3.0%、
      Mo:0.1~1.0%、
      V :0.01~0.10%、
      W :0.01~0.5%、および
      Co:0.01~0.5%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項5~10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  12.  前記成分組成が、質量%で、
      Ca:0.0005~0.0050%、
      Mg:0.0005~0.0100%、および
      REM:0.0005~0.0200%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項5~11のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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