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WO2018168248A1 - 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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WO2018168248A1
WO2018168248A1 PCT/JP2018/003685 JP2018003685W WO2018168248A1 WO 2018168248 A1 WO2018168248 A1 WO 2018168248A1 JP 2018003685 W JP2018003685 W JP 2018003685W WO 2018168248 A1 WO2018168248 A1 WO 2018168248A1
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WO
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less
steel sheet
content
quenching
resistant steel
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2018/003685
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English (en)
French (fr)
Inventor
直樹 ▲高▼山
祐介 寺澤
善明 村上
長谷　和邦
悠作 竹村
室田　康宏
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP18768474.1A priority patent/EP3597784B1/en
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Priority to CN201880014517.2A priority patent/CN110366603B/zh
Priority to US16/488,701 priority patent/US11060172B2/en
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to an abrasion-resistant steel plate, and more particularly to an abrasion-resistant steel plate that has a high hardness up to the center of the plate thickness and can be manufactured at low cost despite being thick.
  • the wear-resistant steel plate of the present invention can be suitably used as a member for industrial machinery and transportation equipment used in fields such as construction, civil engineering, and mining.
  • this invention relates to the manufacturing method of the said abrasion-resistant steel plate.
  • Patent Documents 1 and 2 propose wear-resistant steel sheets having a surface layer portion hardness of 360 to 490 in Brinell hardness (HB).
  • HB Brinell hardness
  • a high surface hardness is realized by adding a predetermined amount of alloying elements and quenching into a martensite-based structure.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a wear-resistant steel plate that has a high hardness up to the center of the plate thickness and can be manufactured at low cost despite the plate thickness being 50 mm or more.
  • the purpose is to provide.
  • an object of this invention is to provide the manufacturing method of the said abrasion-resistant steel plate.
  • the present inventors have conducted intensive studies on various factors that affect the hardness at the thickness center position of the wear-resistant steel plate. As a result, by subjecting a steel sheet with a high carbon content to tempering under specific conditions after performing a normal quenching treatment, even if the content of alloying elements other than carbon is small, a high hardness is achieved up to the center of the plate thickness. It has been found that a wear-resistant steel sheet can be produced.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and has a component composition in which the value of DI * defined in the following (1) is 120 or more, Brinell hardness HB 1 at a depth of 1 mm from the surface is 360 to 490 HBW 10/3000, A hardness ratio defined as a ratio of Brinell hardness HB 1/2 at the center position of the plate thickness to HB 1 is 75% or more, A wear-resistant steel plate having a thickness of 50 mm or more.
  • 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) (However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
  • the component composition is mass%, Cu: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 1.00%, W: 0.01 to 1.00%, and Co: 0.01 to 1.00% 2.
  • the component composition is mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.050%, and B: 0.0001 to 0.0100%
  • the component composition is mass%, Ca: 0.0005 to 0.0050%, Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0080% 4.
  • the component composition is mass%, Cu: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 1.00%, W: 0.01 to 1.00%, and Co: 0.01 to 1.00% 6.
  • the component composition is mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.050%, and B: 0.0001 to 0.0100%
  • the component composition is mass%, Ca: 0.0005 to 0.0050%, Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0080%
  • the plate thickness is 50 mm or more, it is possible to obtain a wear-resistant steel plate having high hardness up to the center of the plate thickness and low cost.
  • C 0.23-0.34%
  • C is an element having an action of increasing the hardness of the surface layer and the center position of the plate thickness and improving the wear resistance.
  • C content shall be 0.23% or more.
  • the C content is preferably 0.25% or more.
  • the C content is set to 0.34% or less.
  • the C content is preferably set to 0.32% or less.
  • Si 0.05 to 1.00% Si is an element that acts as a deoxidizer. Moreover, Si has the effect
  • the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is set to 1.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less, and even more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.30 to 2.00%
  • Mn is an element having an action of increasing the hardness of the surface layer and the plate thickness center position and improving the wear resistance.
  • Mn content shall be 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, and more preferably 0.90% or more.
  • the Mn content is 2.00% or less.
  • the Mn content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.60% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an element contained as an unavoidable impurity and has an adverse effect such as lowering the toughness of the base material and the welded portion by segregating at the grain boundaries. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible, but 0.020% or less is acceptable. Therefore, the P content is 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, since P is an element inevitably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay. Moreover, since excessive reduction causes the refining cost to rise, the P content is preferably set to 0.001% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is an element contained as an unavoidable impurity, and is present in steel as sulfide inclusions such as MnS, and has an adverse effect such as becoming a starting point of fracture. Therefore, it is desirable to reduce the S content as much as possible, but it is acceptable if it is 0.020% or less. Therefore, the S content is 0.020% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, since S is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay. Moreover, since excessive reduction leads to an increase in refining costs, the S content is preferably set to 0.0005% or more.
  • Al 0.04% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer and has the effect of refining crystal grains.
  • the Al content is 0.04% or less.
  • the Al content is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but from the viewpoint of further enhancing the effect of adding Al, the Al content is preferably set to 0.01% or more.
  • Cr 0.05-2.00%
  • Cr is an element having an action of increasing the hardness of the surface layer and the center position of the plate thickness and improving the wear resistance.
  • Cr content shall be 0.05% or more.
  • the Cr content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.25% or more.
  • the Cr content is 2.00% or less.
  • the Cr content is preferably 1.85% or less, and more preferably 1.80% or less.
  • N 0.0050% or less
  • N is an element contained as an inevitable impurity, but 0.0050% or less is acceptable. Therefore, the N content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since N is an element inevitably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay.
  • O 0.0050% or less
  • O is an element contained as an inevitable impurity, but 0.0050% or less is acceptable. Therefore, the O content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%. However, since O is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay.
  • the wear-resistant steel plate and steel material in one embodiment of the present invention are composed of the above components, the remaining Fe and unavoidable impurities.
  • the above is the basic component composition in the present invention.
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Ni 0.01 to 2.00%
  • Mo 0.01 to One or more selected from the group consisting of 1.00%
  • V 0.01 to 1.00%
  • W 0.01 to 1.00%
  • Co 0.01 to 1.00%
  • it can contain arbitrarily.
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Cu is an element having an effect of improving hardenability, and can be arbitrarily added in order to further improve the hardness inside the steel plate.
  • Cu content shall be 0.01% or more.
  • the Cu content exceeds 2.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding Cu, Cu content is made 2.00% or less.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added in order to further improve the hardness inside the steel plate.
  • Ni content shall be 0.01% or more.
  • the Ni content exceeds 2.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding Ni, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Mo is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added in order to further improve the hardness inside the steel plate.
  • Mo content shall be 0.01% or more.
  • Mo content exceeds 1.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding Mo, Mo content is made 1.00% or less.
  • V 0.01 to 1.00%
  • V is an element having the effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added to further improve the hardness inside the steel sheet.
  • V content shall be 0.01% or more.
  • the V content exceeds 1.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when V is added, the V content is 1.00% or less.
  • W 0.01-1.00%
  • W is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added to further improve the hardness inside the steel plate.
  • W content shall be 0.01% or more.
  • W content shall be 1.00% or less.
  • Co 0.01 to 1.00%
  • Co is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be optionally added in order to further improve the hardness inside the steel plate.
  • W When W is added, the Co content is set to 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Co content exceeds 1.00%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when adding Co, the Co content is set to 1.00% or less.
  • the composition of the component is from Nb: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.050%, and B: 0.0001 to 0.0100%. 1 or 2 or more selected from the group which consists of can further be contained arbitrarily.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is an element that further increases the hardness of the matrix phase and contributes to further improvement in wear resistance.
  • Nb content shall be 0.005% or more.
  • the Nb content is preferably 0.007% or more.
  • Nb content shall be 0.050% or less.
  • the Nb content is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti is an element that has a strong tendency to form nitrides and has an action of fixing N and reducing solute N. Therefore, the addition of Ti can further improve the toughness of the base material and the welded portion. Moreover, when both Ti and B are added, precipitation of BN is suppressed when Ti fixes N, and as a result, the effect of improving the hardenability of B is promoted. In order to obtain these effects, when adding Ti, the Ti content is set to 0.005% or more. The Ti content is preferably 0.012% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.050%, a large amount of TiC is precipitated, and the workability is lowered. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is 0.050%. The Ti content is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • B is an element having an effect of significantly improving the hardenability even when added in a small amount. Therefore, the addition of B can promote the formation of martensite and can further improve the wear resistance.
  • B content shall be 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, the weldability decreases. Therefore, when adding B, B content shall be 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • the composition of the components is from Ca: 0.0005 to 0.0050%, Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0080%. 1 or 2 or more selected from the group which consists of can further be contained arbitrarily.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element having an action of binding to S and suppressing the formation of MnS or the like that extends long in the rolling direction. Therefore, by adding Ca, it is possible to control the form so that the sulfide inclusions have a spherical shape, and to further improve the toughness of the welded portion and the like.
  • Ca content shall be 0.0005% or more.
  • the Ca content exceeds 0.0050%, the degree of clearness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when Ca is added, the Ca content is set to 0.0050% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0050% Mg, like Ca, is an element that binds to S and suppresses the formation of MnS or the like that extends long in the rolling direction. Therefore, by adding Mg, it is possible to control the form so that the sulfide inclusions have a spherical shape, and to further improve the toughness of the welded portion. In order to acquire the said effect, when adding Mg, Mg content shall be 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0050%, the degree of clearness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when adding Mg, the Mg content is set to 0.0050% or less.
  • REM 0.0005 to 0.0080% REM (rare earth metal) is an element having an effect of suppressing the formation of MnS or the like which is bonded to S and extends long in the rolling direction, like Ca and Mg. Therefore, by adding REM, it is possible to control the form so that the sulfide inclusions have a spherical shape, and to further improve the toughness of the welded portion. In order to acquire the said effect, when adding REM, REM content shall be 0.0005% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.0080%, the degree of clearness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes deterioration of the surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when REM is added, the REM content is set to 0.0080% or less.
  • the wear-resistant steel plate and the steel material used for manufacturing the same in the present invention can have the following component composition.
  • DI *: 120 or more DI * defined by the following formula (1) is an index indicating hardenability, and as the DI * value increases, the hardness at the thickness center position of the steel sheet after quenching increases. In order to ensure the center hardness of the wear-resistant steel having a large plate thickness, it is necessary to set DI *: 120 or more.
  • the upper limit of DI * is not particularly defined, but if DI * is too high, weldability deteriorates, so DI * is preferably 300 or less, and more preferably 250 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) (However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
  • HB 1 360 to 490 HBW 10/3000
  • the wear resistance of the steel sheet can be improved by increasing the hardness of the surface layer of the steel sheet.
  • the hardness of the steel sheet surface layer is less than 360 HBW in Brinell hardness, sufficient wear resistance cannot be obtained. Therefore, the Brinell hardness (HB 1 ) at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel plate is set to 360 HBW or more.
  • HB 1 is set to 490 HBW and the following.
  • the hardness ratio defined as the ratio of the Brinell hardness HB 1/2 at the plate thickness center position to the HB 1 is 75% or more (HB 1/2 / HB 1 ⁇ 0.75).
  • the hardness ratio is HB 1/2 / HB 1 ⁇ 100 (%).
  • the hardness ratio is preferably 80% or more.
  • the upper limit of the hardness ratio is not particularly limited, but normally, since HB 1/2 is HB 1 or less, the hardness ratio is 100% or less (HB 1/2 / HB 1 ⁇ 1).
  • a method of obtaining a hardness ratio of 75% or more in a wear-resistant steel plate having a thickness of 50 mm or more a method of increasing hardness by generating a large amount of martensite even in the center of the plate thickness by adding a large amount of alloying elements.
  • a hardness ratio of 75% or more can be achieved by tempering the steel sheet having the above component composition under specific conditions described later.
  • the steel sheet of the present invention does not contain a large amount of alloy elements and has a hardness ratio equivalent to that when a large amount of alloy elements is used, as described above, despite the low cost.
  • the Brinell hardness (HB 1 , HB 1/2 ) is a value (HBW 10/3000) measured with a load of 3000 kgf using a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm.
  • the Brinell hardness can be measured by the method described in the examples.
  • the hardness up to the center of the plate thickness can be ensured with a small amount of alloying elements, so the cost of the wear-resistant steel plate can be reduced.
  • the plate thickness is less than 50 mm, even with the conventional technique, the amount of alloying elements is easy to obtain at least a sufficient internal hardness. Therefore, the cost reduction effect according to the present invention is obtained when the plate thickness is 50 mm or more. Especially noticeable. Therefore, the thickness of the wear-resistant steel plate is set to 50 mm or more.
  • the upper limit of the plate thickness is not particularly defined, but from the viewpoint of manufacturing, the plate thickness is preferably 100 mm or less.
  • the wear-resistant steel plate of the present invention can be produced by heating and hot rolling a steel material having the above-described component composition, and then performing heat treatment including quenching and tempering under the conditions described later.
  • the manufacturing method of the said steel raw material is not specifically limited,
  • the molten steel which has the above-mentioned composition can be melted by a conventional method, and can be manufactured by casting.
  • the melting can be performed by an arbitrary method such as a converter, electric furnace, induction furnace or the like.
  • the casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but can also be performed by an ingot-making / decomposing rolling method.
  • the steel material for example, a steel slab can be used.
  • the obtained steel material is heated to a heating temperature prior to hot rolling.
  • the heating may be performed after once cooling a steel material obtained by a method such as casting, or the obtained steel material can be directly subjected to the heating without cooling.
  • the heating temperature is not specifically limited, If this heating temperature is 900 degreeC or more, the deformation resistance of a steel raw material will fall, the load to the rolling mill in hot rolling will reduce, and hot rolling will be performed more easily. Can do. Therefore, the heating temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher, and further preferably 1100 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature is 1250 ° C. or lower, the oxidation of the steel is suppressed and the loss due to the oxidation is reduced. As a result, the yield is improved. Therefore, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or less, more preferably 1200 ° C. or less, and further preferably 1150 ° C. or less.
  • the heated steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 50 mm or more.
  • the conditions for the hot rolling are not particularly limited and can be carried out according to a conventional method.
  • the rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher, and more preferably 900 ° C. or higher.
  • the rolling temperature is preferably 1000 ° C. or less, and more preferably 950 ° C. or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is quenched from the quenching start temperature to the quenching stop temperature.
  • the quenching may be performed by either direct quenching (DQ) or reheat quenching (RQ).
  • the cooling method in the quenching is not particularly limited, but it is preferably performed by water cooling.
  • the “quenching start temperature” is the surface temperature of the steel sheet at the start of quenching.
  • the “quenching start temperature” may be simply referred to as “quenching temperature”.
  • the “quenching stop temperature” is the surface temperature of the steel plate at the end of quenching. For example, when quenching is performed by water cooling, the temperature at the start of water cooling is set as “quenching start temperature”, and the temperature at the end of water cooling is set as “quenching stop temperature”.
  • the quenching is performed by direct quenching
  • the hot rolled steel sheet is quenched without reheating after the hot rolling is completed.
  • the said quenching start temperature than the Ar 3 transformation point. This is to obtain a martensite structure by quenching from the austenite state. If the quenching start temperature is less than the Ar 3 transformation point, the steel sheet cannot be sufficiently hardened because of sufficient quenching. As a result, the wear resistance of the finally obtained steel sheet is lowered.
  • the upper limit of the quenching start temperature in direct quenching is not particularly limited, but is preferably 950 ° C. or lower. The quenching stop temperature will be described later.
  • Ar 3 transformation point can be obtained by the following equation (3), for example.
  • Ar 3 (° C.) 910-273 ⁇ C-74 ⁇ Mn-57 ⁇ Ni-16 ⁇ Cr-9 ⁇ Mo-5 ⁇ Cu (3) (However, each element symbol in the above formula (3) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
  • the quenching is performed by reheating and quenching, after the hot rolling is finished, the hot rolled steel sheet is reheated and then quenched. At that time, the said quenching start temperature Ac 3 transformation point or more. This is to obtain a martensite structure by quenching from the austenite state.
  • the quenching start temperature is less than the Ac 3 transformation point, the steel sheet cannot be sufficiently hardened because the steel sheet is not sufficiently hardened. As a result, the wear resistance of the finally obtained steel sheet is lowered.
  • the upper limit of the quenching start temperature in the reheating quenching is not particularly limited, but is preferably 950 ° C. or less. The quenching stop temperature will be described later.
  • the Ac 3 transformation point can be obtained, for example, by the following equation (4).
  • Ac 3 (° C.) 912.0-230.5 ⁇ C + 31.6 ⁇ Si-20.4 ⁇ Mn-39.8 ⁇ Cu-18.1 ⁇ Ni-14.8 ⁇ Cr + 16.8 ⁇ Mo (4) ) (However, each element symbol in the above formula (4) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
  • the cooling rate in the quenching is not particularly limited, and can be an arbitrary value as long as it is a cooling rate at which a martensite phase is formed.
  • the average cooling rate between the start of quenching and the quenching stop is preferably 20 ° C./s or more, and more preferably 30 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is preferably 70 ° C./s or less, and more preferably 60 ° C./s or less.
  • the said average cooling rate be a cooling rate calculated
  • the cooling stop temperature in the quenching step is not particularly limited as long as it is a temperature at which martensite is generated. However, if the cooling stop temperature is equal to or lower than the Mf point, the martensite structure ratio is improved and the hardness of the steel sheet can be further improved. Therefore, it is preferable that the cooling stop temperature is set to the Mf point or less. On the other hand, the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but if the cooling is continued unnecessarily, the production efficiency is lowered. Therefore, the cooling stop temperature is preferably 50 ° C. or higher.
  • the Mf point can be obtained by the following equation (5).
  • the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature.
  • the quenched steel sheet is tempered.
  • the hardness at the surface layer and the central portion of the plate thickness is obtained. be able to.
  • P (T + 273) ⁇ (21.3 ⁇ 5.8 ⁇ C + log (60 ⁇ t)) (2) (However, C in the formula (2) is the C content (% by mass) in the steel sheet, T is the tempering temperature (° C.), and t is the holding time (minutes) in the tempering)
  • the heating temperature T is preferably set to 200 ° C. or higher. If the heating temperature T is too high, the heat treatment cost increases, so the heating temperature T is 600. It is preferable to set it as below °C.
  • the holding time t is preferably up to 180 minutes, more preferably 100 minutes or less, and even more preferably 60 minutes or less. On the other hand, considering the uniformity of the tissue, the holding time t is preferably 5 minutes or more.
  • the tempering can be performed by an arbitrary method such as heating using a heat treatment furnace, high-frequency induction heating, or electric heating.
  • a steel slab (steel material) having the composition shown in Table 1 was manufactured by a continuous casting method.
  • the obtained steel slab was sequentially subjected to heating, hot rolling, quenching (direct quenching or reheating quenching), and tempering to obtain a steel plate.
  • Table 2 shows the processing conditions in each step.
  • the “sheet thickness” shown in the “hot rolling” column is the thickness of the finally obtained wear-resistant steel sheet.
  • the quenching was performed by either direct quenching or reheating quenching.
  • direct quenching the steel sheet after hot rolling was directly subjected to quenching by water cooling.
  • reheating quenching after hot-rolling the steel plate after air cooling, it heated to the predetermined reheating temperature, and used for quenching by water cooling.
  • the water cooling in the quenching was performed by injecting water at a high flow rate from the front and back surfaces of the steel sheet while passing the hot-rolled steel sheet.
  • the cooling rate at the time of quenching is an average cooling rate between 650 and 300 ° C. obtained by heat transfer calculation, and cooling was performed to 300 ° C. or less.
  • the hardness at a depth of 1 mm from the surface is 360-490 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness, and the Brinell hardness at the center of the plate thickness is 1 mm deep.
  • a worn steel sheet having a thickness of 50 mm or more, which is 75% or more of the Brinell hardness at the vertical position, is obtained.
  • the surface layer hardness or the internal hardness is different from that of the invention example.
  • the surface hardness does not satisfy the condition.
  • steel plate No. In 22, DI * is out of the scope of the present invention, and the hardness ratio is 75% or less.

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Abstract

板厚が５０ｍｍ以上であるにも関わらず、板厚中心まで高い硬度を有し、かつ低コストで製造することができる耐摩耗鋼板を提供する。特定の成分からなり、下記（１）で定義されるＤＩ＊の値が１２０以上である成分組成を有し、表面から１ｍｍの深さにおけるブリネル硬さＨＢ１が３６０～４９０ＨＢＷ　１０／３０００であり、前記ＨＢ１に対する、板厚中心位置におけるブリネル硬さＨＢ１／２の比として定義される硬度比が７５％以上であり、板厚が５０ｍｍ以上である、耐摩耗鋼板。 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）

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、特に、厚肉であるにもかかわらず板厚中心まで高い硬度を有し、かつ低コストで製造することができる耐摩耗鋼板に関する。本発明の耐摩耗鋼板は、建設、土木および鉱山等の掘削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に用いることができる。また、本発明は、前記耐摩耗鋼板の製造方法に関する。
　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、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加した合金鋼に焼入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、２では、表層部の硬度が、ブリネル硬さ（ＨＢ）で３６０～４９０である耐摩耗鋼板が提案されている。前記耐摩耗鋼板では、所定の量の合金元素を添加するとともに、焼入れを行ってマルテンサイト主体の組織とすることによって、高い表面硬度を実現している。
特許第４６４５３０６号公報 特許第４７３５１９１号公報
　耐摩耗鋼板の一部の使用環境では、板厚が数十ｍｍであるような厚肉の鋼板が、板厚中心付近まで摩耗するような使われ方をしている。そのため、鋼板の使用寿命を長くするためには鋼板の表層のみならず、板厚中心部まで高い硬度を確保することが重要である。
　しかし、特許文献１、２に記載された耐摩耗鋼板では、板厚が厚い場合の板厚中心位置の硬度までは考慮されていない。そして、板厚中心の硬度を確保するためは合金元素を多量に添加する必要があるため、コストが上昇するという問題があった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、板厚が５０ｍｍ以上であるにも関わらず、板厚中心まで高い硬度を有し、かつ低コストで製造することができる耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。また本発明は、前記耐摩耗鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、耐摩耗鋼板の板厚中心位置の硬度に影響する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、炭素含有量が高い鋼板に対して通常の焼入れ処理を行った後に特定の条件で焼戻しを施すことによって、炭素以外の合金元素の含有量が少なくても板厚中央部まで高い硬度を有する耐摩耗鋼板を製造できることを見出した。
　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。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．２３～０．３４％、
　　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
　　Ｐ　：０．０２０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ａｌ：０．０４％以下、
　　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
　　Ｎ　：０．００５０％以下、および
　　Ｏ　：０．００５０％以下を含み、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
　下記（１）で定義されるＤＩ＊の値が１２０以上である成分組成を有し、
　表面から１ｍｍの深さにおけるブリネル硬さＨＢ１が３６０～４９０ＨＢＷ　１０／３０００であり、
　前記ＨＢ１に対する、板厚中心位置におけるブリネル硬さＨＢ１／２の比として定義される硬度比が７５％以上であり、
　板厚が５０ｍｍ以上である、耐摩耗鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
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）
（ただし、上記（１）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）
２．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　　Ｖ　：０．０１～１．００％、
　　Ｗ　：０．０１～１．００％、および
　　Ｃｏ：０．０１～１．００％
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、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、および
　　Ｂ　：０．０００１～０．０１００％
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：０．０００５～０．００５０％、および
　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
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　：０．２３～０．３４％、
　　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
　　Ｐ　：０．０２０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ａｌ：０．０４％以下、
　　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
　　Ｎ　：０．００５０％以下、および
　　Ｏ　：０．００５０％以下を含み、
　　残部が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加熱温度に加熱し、
　前記加熱された鋼素材を熱間圧延して板厚５０ｍｍ以上の熱延鋼板とし、
　前記熱延鋼板に対し、焼入れ開始温度がＡｒ３変態点以上である直接焼入れ、または、焼入れ開始温度がＡｃ３変態点以上である再加熱焼入れのいずれかの焼入れを施し、
　前記焼入れ後の熱延鋼板に対し、下記（２）式で定義されるＰ値が１．２０×１０４～１．８０×１０４となる条件で焼戻しを施す、耐摩耗鋼板の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）×（２１．３－５．８×Ｃ＋ｌｏｇ（６０×ｔ））…（２）
（ただし、上記（２）式におけるＣは鋼板中のＣ含有量（質量％）、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは前記焼戻しにおける保持時間（分）を表す）
６．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　　Ｖ　：０．０１～１．００％、
　　Ｗ　：０．０１～１．００％、および
　　Ｃｏ：０．０１～１．００％
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に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
７．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、および
　　Ｂ　：０．０００１～０．０１００％
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または６に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
８．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、および
　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
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５～７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、板厚が５０ｍｍ以上であるにも関わらず板厚中心まで高い硬度を有し、かつ低コストな耐摩耗鋼板を得ることができる。
［成分組成］
　次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。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％」を意味するものとする。
Ｃ：０．２３～０．３４％
　Ｃは、表層および板厚中心位置の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．２３％以上とする。他の合金元素の必要量をさらに低減し、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量を０．２５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３４％を超えると、焼入れ熱処理時の表層の硬度が過度に上昇するため、焼戻し熱処理時に必要な加熱温度が上昇し、熱処理にかかるコストが増加する。そのため、Ｃ含有量は０．３４％以下とする。また、焼戻しに必要な温度をさらに低下させるという観点からは、Ｃ含有量を０．３２％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、鋼中に固溶し、固溶強化により基地相（matrix）の硬さを上昇させる作用を有している。これらの効果を得るために、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、延性および靭性が低下することに加えて、介在物量が増加するといった問題が生じる。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く、０．４０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｍｎ：０．３０～２．００％
　Ｍｎは、表層および板厚中心位置の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．７０％以上とすることが好ましく、０．９０％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、溶接性と靭性が低下することに加えて、合金コストが過度に高くなってしまう。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母材および溶接部の靱性を低下させるなど、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。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２０％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。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、０．０２０％以下であれば許容できる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０４％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０４％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０４％以下とする。Ａｌ含有量は０．０３％以下とすることが好ましく、０．０２％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｌの添加効果をさらに高めるという観点からは、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０５～２．００％
　Ｃｒは、表層および板厚中心位置の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０５％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２．００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、１．８５％以下とすることが好ましく、１．８０％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、不可避的不純物として含有される元素であるが、０．００５０％以下の含有は許容できる。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。
Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であるが、０．００５０％以下の含有は許容できる。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。
　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。
　以上が本発明における基本の成分組成であるが、焼入れ性のさらなる向上を目的として、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％、およびＣｏ：０．０１～１．００％からなる群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させる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２．００％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、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．００％以下とする。
Ｎｉ：０．０１～２．００％
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させる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２．００％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、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．００％以下とする。
Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させるために任意に添加することができる。Ｍｏを添加する場合、前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．００％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１．００％以下とする。
Ｖ：０．０１～１．００％
　Ｖは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させるために任意に添加することができる。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、Ｖ含有量が１．００％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、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を１．００％以下とする。
Ｗ：０．０１～１．００％
　Ｗは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させるために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１．００％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、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を１．００％以下とする。
Ｃｏ：０．０１～１．００％
　Ｃｏは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度をさらに向上させるために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Ｃｏ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃｏ含有量が１．００％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、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を１．００％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、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、およびＢ：０．０００１～０．０１００％からなる群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、基地相の硬さをさらに増加させ、耐摩耗性のさらなる向上に寄与する元素である。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％以上とする。Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、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０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、窒化物形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、母材および溶接部の靭性をさらに向上させることができる。また、ＴｉとＢの両者が添加される場合、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の焼入れ性向上効果が助長される。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、０．０１２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、ＴｉＣが多量に析出し、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０．０５０％とする。Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。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助長し、耐摩耗性をさらに向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
　また、本発明の他の実施形態において、上記成分組成は、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％からなる群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性をさらに向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と曲げ加工性の低下を招くため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
　Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性をさらに向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と曲げ加工性の低下を招くため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
　ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ、Ｍｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性をさらに向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００８０％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と曲げ加工性の低下を招くため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００８０％以下とする。
　言い換えると、本発明における耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材は、以下の成分組成を有することができる。
　質量％で、
　　Ｃ　：０．２３～０．３４％、
　　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
　　Ｐ　：０．０２０％以下、
　　Ｓ　：０．０２０％以下、
　　Ａｌ：０．０４％以下、
　　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
　　Ｎ　：０．００５０％以下、
　　Ｏ　：０．００５０％以下、
　　任意に、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％、およびＣｏ：０．０１～１．００％からなる群より選択される１または２以上、
　　任意に、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、およびＢ：０．０００１～０．０１００％からなる群より選択される１または２以上、
　　任意に、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％からなる群より選択される１または２以上、並びに
　　残部のＦｅおよび不可避的不純物、からなる成分組成。
ＤＩ＊：１２０以上
　下記（１）式で定義されるＤＩ＊は焼入れ性を示す指標であり、ＤＩ＊値が大きいほど焼入れ後の鋼板の板厚中心位置における硬度が増加する。板厚が厚い耐摩耗鋼において中心硬度を確保するにはＤＩ＊：１２０以上とする必要がある。一方、ＤＩ＊の上限値は特に規定されないが、ＤＩ＊が高すぎると溶接性が劣化するため、ＤＩ＊は３００以下とすることが好ましく、２５０以下とすることがより好ましい。
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）
（ただし、上記（１）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）
［表面硬度］
ＨＢ１：３６０～４９０ＨＢＷ　１０／３０００
　鋼板の耐摩耗性は、該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。鋼板表層部における硬度がブリネル硬さで３６０　ＨＢＷ未満では、十分な耐摩耗性を得ることができない。そのため、耐摩耗鋼板の表面から１ｍｍの深さにおけるブリネル硬さ（ＨＢ１）を３６０　ＨＢＷ以上とする。一方、ＨＢ１が４９０　ＨＢＷより高いと加工性が劣化する。そのため、ＨＢ１を４９０　ＨＢＷと以下とする。
［硬度比］
ＨＢ１／２／ＨＢ１：７５％以上
　先に述べたように、鋼板の板厚中心付近まで摩耗するような過酷な使用環境下においても優れた耐摩耗性を発揮し、鋼板の使用寿命を長くするためには、鋼板の表層硬度のみならず、板厚中心部まで高い硬度を確保する必要がある。そのため、本発明においては、前記ＨＢ１に対する、板厚中心位置におけるブリネル硬さＨＢ１／２の比として定義される硬度比を７５％以上とする（ＨＢ１／２／ＨＢ１≧０．７５）。ここで、前記硬度比は、ＨＢ１／２／ＨＢ１×１００（％）である。前記硬度比は８０％以上とすることが好ましい。一方、前記硬度比の上限は特に限定されないが、通常、ＨＢ１／２はＨＢ１以下となることから、硬度比は１００％以下となる（ＨＢ１／２／ＨＢ１≦１）。
　板厚が５０ｍｍ以上の耐摩耗鋼板において７５％以上の硬度比を得る方法としては、合金元素を多量に添加することで板厚中心においても多量のマルテンサイトを生成させることで硬度を上昇させる方法がある。しかし、前記方法では高価な合金元素を多量に用いるためコストが著しく上昇する。そこで、本発明では、上記成分組成を有する鋼板を後述する特定の条件で焼戻し熱処理することにより、７５％以上の硬度比を達成することができる。本発明の鋼板は、多量の合金元素を含まず、低コストであるにもかかわらず、上述したように多量の合金元素を用いた場合と同等の硬度比を備えている。
　なお、前記ブリネル硬さ（ＨＢ１、ＨＢ１／２）は、直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重３０００Ｋｇｆで測定した値（ＨＢＷ　１０／３０００）とする。該ブリネル硬さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
［板厚］
板厚：５０ｍｍ以上
　本発明によれば、少ない合金元素量で板厚中心部までの硬度を確保することができるため、耐摩耗鋼板のコストを低減することができる。しかし、板厚が５０ｍｍ未満の場合には、従来の技術であっても、合金元素量が少なくとも十分な内部硬度を得やすいため、本発明によるコスト低減効果は、板厚が５０ｍｍ以上の場合において特に顕著となる。そのため、耐摩耗鋼板の板厚は５０ｍｍ以上とする。一方、板厚の上限は特に規定されないが、製造上の観点からは板厚を１００ｍｍ以下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、焼戻し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］
　前記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－分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
［加熱］
　得られた鋼素材は、熱間圧延に先立って加熱温度に加熱される。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、前記加熱に供することもできる。
　前記加熱温度は特に限定されないが、該加熱温度が９００℃以上であれば、鋼素材の変形抵抗が低下、熱間圧延における圧延機への負荷が減少し、より容易に熱間圧延を行うことができる。そのため、前記加熱温度は９００℃以上とすることが好ましく、９５０℃以上とすることがより好ましく、１１００℃以上とすることがさらに好ましい。一方、前記加熱温度が１２５０℃以下であれば、鋼の酸化が抑制され、酸化によるロスが減少する結果、歩留まりが向上する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましく、１２００℃以下とすることがより好ましく、１１５０℃以下とすることがさらに好ましい。
［熱間圧延］
　次いで、前記加熱された鋼素材を熱間圧延して、板厚５０ｍｍ以上の熱延鋼板とする。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が、圧延温度が８５０℃以上であれば、鋼素材の変形抵抗が低いため、熱間圧延における圧延機への負荷が減少し、より容易に熱間圧延を行うことが可能となる。そのため、圧延温度を８５０℃以上とすることが好ましく、９００℃以上とすることがより好ましい。一方、前記圧延温度が１０００℃以下であれば、鋼の酸化が抑制され、酸化によるロスが減少する結果、歩留まりがさらに向上する。そのため、前記圧延温度は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。
［焼入れ］
　次いで、得られた熱延鋼板を焼入れ開始温度から焼入れ停止温度まで焼入れする。前記焼入れは、直接焼入れ（ＤＱ）と再加熱焼入れ（ＲＱ）のいずれの方法で行ってもよい。また、前記焼入れにおける冷却方法は特に限定されないが、水冷で行うことが好ましい。なお、ここで「焼入れ開始温度」とは焼入れ開始時における鋼板の表面温度とする。前記「焼入れ開始温度」を、単に「焼入れ温度」という場合がある。また、「焼入れ停止温度」とは、焼入れ終了時における鋼板の表面温度とする。例えば、焼入れを水冷によって行う場合には、水冷開始時の温度を「焼入れ開始温度」、水冷終了時の温度を「焼入れ停止温度」とする。
（直接焼入れ）
　前記焼入れを直接焼入れで行う場合、上記熱間圧延終了後、熱延鋼板を再加熱することなく焼入れを行う。その際、前記焼入れ開始温度をＡｒ３変態点以上とする。これはオーステナイト状態からの焼入れによってマルテンサイト組織を得るためである。前記焼入れ開始温度がＡｒ３変態点未満であると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。一方、直接焼入れにおける焼入れ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。焼入れ停止温度については後述する。
　なお、Ａｒ３変態点は、例えば、次の（３）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…（３）
（ただし、上記（３）式中の各元素記号は、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）
（再加熱焼入れ）
　前記焼入れを再加熱焼入れで行う場合、上記熱間圧延終了後、熱延鋼板を再加熱した後に焼入れする。その際、前記焼入れ開始温度をＡｃ３変態点以上とする。これはオーステナイト状態からの焼入れによってマルテンサイト組織を得るためである。前記焼入れ開始温度がＡｃ３変態点未満であると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。一方、再加熱焼入れにおける焼入れ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。焼入れ停止温度については後述する。
　なお、Ａｃ３変態点は、例えば、次の（４）式で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…（４）
（ただし、上記（４）式中の各元素記号は、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）
（平均冷却速度）
　上記焼入れ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、２０℃／ｓ以上とすることが好ましく、３０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。また、前記平均冷却速度は、７０℃／ｓ以下とすることが好ましく、６０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。なお、前記平均冷却速度は、鋼板表面の温度を用いて求められる冷却速度とする。
（冷却停止温度）
　前記焼入れ工程における冷却停止温度はマルテンサイトが生成する温度であれば特に限定されないが、冷却停止温度がＭｆ点以下であれば、マルテンサイト組織率が向上し鋼板の硬度をさらに向上できる。そのため、前記冷却停止温度をＭｆ点以下とすることが好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、不必要に冷却をし続けると製造効率が低下するため、冷却停止温度を５０℃以上とすることが好ましい。なお、Ｍｆ点は、下記（５）式により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…（５）
（ただし、上記（５）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）
（焼戻し）
　前記焼入れ停止後、焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱する。前記再加熱を行うことにより、焼入れ後の鋼板が焼き戻される。その際、下記（２）式で定義されるＰ値が１．２０×１０４～１．８０×１０４となる条件で前記焼戻しを行うことにより、上記表層および板厚中央部における硬度を得ることができる。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）×（２１．３－５．８×Ｃ＋ｌｏｇ（６０×ｔ））…（２）
（ただし、上記（２）式におけるＣは鋼板中のＣ含有量（質量％）、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは前記焼戻しにおける保持時間（分）を表す）
　Ｐ値が１．２０×１０４未満では、焼戻しが不十分となるため、表層および板厚中心位置の硬度の一方または両方を所期した範囲とすることができない。一方、Ｐ値が１．８０×１０４より大きいと表層硬度の低下が大きくなり所定の値が得られない。
　なお、前記加熱温度Ｔが低すぎると製造効率が低下するため、加熱温度Ｔは２００℃以上とすることが望ましく、前記加熱温度Ｔが高すぎると熱処理コストが高騰するため、加熱温度Ｔは６００℃以下とすることが好ましい。
　また、製造効率および熱処理コストの観点から、保持時間ｔは１８０分までとすることが好ましく、１００分以下とすることがより好ましく、６０分以下とすることがさらに好ましい。一方、組織の均一性を考慮すると、保持時間ｔを５分以上とすることが好ましい。
　上記焼戻しは、熱処理炉を用いた加熱、高周波誘導加熱、通電加熱など任意の方法で行うことができる。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
　まず、連続鋳造法により、表１に示す成分組成の鋼スラブ（鋼素材）を製造した。
　次に、得られた鋼スラブに対して、加熱、熱間圧延、焼入れ（直接焼入れまたは再加熱焼入れ）、および焼戻しの各処理を順次施して鋼板を得た。各工程における処理条件を表２に示す。なお、「熱間圧延」の欄に示した「板厚」が、最終的に得られた耐摩耗鋼板の板厚である。
　なお、前記焼入れは、直接焼入れおよび再加熱焼入れのいずれかの方法で行った。直接焼入れを行う場合には、熱間圧延後の鋼板を直接、水冷による焼入れに供した。また、再加熱焼入れを行う場合には、熱間圧延後の鋼板を空冷した後、所定の再加熱温度まで加熱した後、水冷による焼入れに供した。前記焼入れにおける水冷は、熱延鋼板を通板しながら該鋼板の表裏面より高流量の水を噴射して行った。焼入れ時の冷却速度は、伝熱計算で求めた６５０～３００℃の間での平均冷却速度であり、冷却は３００℃以下まで行った。
　得られた鋼板のそれぞれについて、以下に記す方法で、鋼板の表面から１ｍｍ深さの位置と、鋼板の板厚中央（１／２ｔ位置）におけるブリネル硬さおよび組織を、以下の方法で評価した。評価結果は、表２に示したとおりである。
［硬度（ブリネル硬さ）］
　耐摩耗性の指標として、鋼板の表層部と板厚中心部における硬度を測定した。測定に用いた試験片は、それぞれ鋼板の表面から１ｍｍの深さの位置と板厚中心位置が試験面となるよう、上述のようにして得られた各鋼板から採取した。前記試験片の試験面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ２２４３（２００８）に準拠してブリネル硬さを測定した。測定には直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。
［組織］
　得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食液）して、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて表面から１ｍｍおよび板厚中央の位置における組織を撮像した。得られた画像を画像解析し、各相を同定した。なお、撮像は５視野以上で行った。表層組織については、面積分率が９５％以上であった相を、主相として表２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２に示した結果から分かるように、発明例では表面から１ｍｍの深さにおける硬度がブリネル硬さで３６０～４９０ＨＢＷ　１０／３０００であり、板厚中心位置におけるブリネル硬さが表層１ｍｍ深さ位置のブリネル硬さの７５％以上である、板厚が５０ｍｍ以上の摩耗鋼板が得られている。一方、本発明における焼戻し条件を満たさない比較例では、表層硬度あるいは内部硬度が発明例と異なっている。また、Ｃ含有量が条件を満たさない比較例では、表層硬度が条件を満たしていない。さらに、鋼板Ｎｏ．２２ではＤＩ＊が本発明範囲から外れており、硬度比は７５％以下となっている。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．２３～０．３４％、
    　　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ａｌ：０．０４％以下、
    　　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    　　Ｎ　：０．００５０％以下、および
    　　Ｏ　：０．００５０％以下を含み、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
    　下記（１）で定義されるＤＩ＊の値が１２０以上である成分組成を有し、
    　表面から１ｍｍの深さにおけるブリネル硬さＨＢ１が３６０～４９０ＨＢＷ　１０／３０００であり、
    　前記ＨＢ１に対する、板厚中心位置におけるブリネル硬さＨＢ１／２の比として定義される硬度比が７５％以上であり、
    　板厚が５０ｍｍ以上である、耐摩耗鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    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）
    （ただし、上記（１）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）
  2. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　　Ｖ　：０．０１～１．００％、
    　　Ｗ　：０．０１～１．００％、および
    　　Ｃｏ：０．０１～１．００％
    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、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、および
    　　Ｂ　：０．０００１～０．０１００％
    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：０．０００５～０．００５０％、および
    　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
    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　：０．２３～０．３４％、
    　　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　　Ａｌ：０．０４％以下、
    　　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    　　Ｎ　：０．００５０％以下、および
    　　Ｏ　：０．００５０％以下を含み、
    　　残部が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加熱温度に加熱し、
    　前記加熱された鋼素材を熱間圧延して板厚５０ｍｍ以上の熱延鋼板とし、
    　前記熱延鋼板に対し、焼入れ開始温度がＡｒ３変態点以上である直接焼入れ、または、焼入れ開始温度がＡｃ３変態点以上である再加熱焼入れのいずれかの焼入れを施し、
    　前記焼入れ後の熱延鋼板に対し、下記（２）式で定義されるＰ値が１．２０×１０４～１．８０×１０４となる条件で焼戻しを施す、耐摩耗鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｐ＝（Ｔ＋２７３）×（２１．３－５．８×Ｃ＋ｌｏｇ（６０×ｔ））…（２）
    （ただし、上記（２）式におけるＣは鋼板中のＣ含有量（質量％）、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは前記焼戻しにおける保持時間（分）を表す）
  6. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　　Ｖ　：０．０１～１．００％、
    　　Ｗ　：０．０１～１．００％、および
    　　Ｃｏ：０．０１～１．００％
    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に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  7. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、および
    　　Ｂ　：０．０００１～０．０１００％
    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または６に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
  8. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、および
    　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
    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５～７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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