JP6164193B2

JP6164193B2 - 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6164193B2
Application number: JP2014213544A
Authority: JP
Inventors: 直樹 ▲高▼山; 正雄柚賀; 章夫大森
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-10-20
Filing date: 2014-10-20
Publication date: 2017-07-19
Anticipated expiration: 2034-10-20
Also published as: JP2016079476A

Description

本発明は、耐摩耗鋼板に係り、とくに、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、運搬機器等の部材用として好適な、曲げ加工性及び耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法に関する。

従来から、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。このため、例えば土、砂等による摩耗を受け、耐摩耗性が要求される部材には、Cr、Mo等の合金元素を大量に添加し、焼入等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、質量％で、C：0.10〜0.19％、Si：0.05〜0.55％、Mn：0.90〜1.60％を含み残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Ceqを0.35〜0.44％に限定した鋼を、熱間圧延後、950〜850℃の状態から直接に、あるいは900〜950℃に再加熱したのちに、焼入れし、引続いて300〜500℃で焼戻しを行なう、溶接性の良好な耐摩耗性鋼板の製造方法が記載されている。引用文献１に記載された技術では、この方法により表面硬さが300HV以上の硬さを有し、耐摩耗性、切欠き靭性および溶接性が優れた耐摩耗鋼板が製造できるとしている。

また、特許文献２には、重量％で、C：0.10〜0.20％、Si：0.03〜0.75％、Mn：0.4〜1.5％、N：0.0025％以下、Al：0.001〜0.080％を含み、あるいは更にCu、Ni、Cr、Mo、Bのうちの１種以上を含有する組成の鋼材に、熱間圧延を施して厚鋼板とした後、直接焼入れするか、あるいは熱間圧延後放冷し、その後γ域に再加熱して焼入れする耐摩耗厚鋼板の製造方法が記載されている。引用文献２に記載された技術によれば、焼入れままで340HB以上の硬さと、高靭性とを有し、溶接低温割れ性が改善された耐摩耗厚鋼板が得られるとしている。

また、特許文献３には、曲げ加工性の良好な耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、重量％で、C：0.07〜0.17％、Si：0.05〜0.55％、Mn：0.70〜1.80％、V：0.02〜0.10％、S:0.003〜0.005％、Al:0.01〜0.10％を含み、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Bのうちの１種以上を含有する鋼につき、熱間圧延後直ちに、あるいは一旦空冷した後再加熱し、オーステナイト域の温度から焼入れするとしている。これにより、焼入れままで表面硬さが321HB以上で、曲げ加工性の良好な耐摩耗用鋼板となるとしている。

特許文献１〜３に記載された技術では、合金元素を多量に添加し高硬度化することで、耐摩耗性を向上させている。しかし、高硬度化により耐摩耗性を確保した鋼板では、加工性が低下するという問題がある。このため、過度に高硬度化を図ることなく、耐摩耗性を向上させた耐摩耗鋼板が要望されていた。

このような要望に対し、例えば特許文献４には、質量％で、C：0.10〜0.45％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ti：0.10〜1.0％、N：0.01％以下を含み、Ti、C、さらにはN、Sと関連する式で定義されるTi*が0.05％以上0.4％未満である溶鋼を連続鋳造して、その段階で鋳片中にTiCあるいはTiCとTiN、TiSの複合した粗大な析出物を析出させ、引続き鋳片中に存在するTiCあるいはTiCとTiN、TiSの複合した粗大な析出物を実質的に再固溶、再析出させないように1300℃以下の温度域に加熱して熱間加工および焼入れ処理を行う耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。これにより、平均粒径0.5μｍ以上の粗大なTiC析出物あるいはTiCとTiN、TiSとの複合析出物を400個/mm²以上析出させて、過度に高硬度化させることなく耐摩耗性が向上するとともに、Tiの大量添加にともなう表面性状の劣化を防止できるとしている。しかしながら、特許文献４に記載された技術では、焼入れ処理を行い、組織をマルテンサイト化としているため、強度が高く、曲げ加工が容易であるとは云い難く、曲げ加工性に問題を残していた。

また、特許文献５には、耐磨耗鋼が記載されている。特許文献５に記載された技術では、好ましくは質量％で、C：0.80〜1.50％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Al：0.1％以下を含み、Ti：0.1〜1.2％、Nb：0.005〜1.0％、V：0.005〜1.0％の1種または２種以上を含有する組成を有し、パーライト相からなる基地相に、硬質な第二相粒子を400個/mm²以上分散させた組織を有する鋼板としている。これにより、鋼板強度の上昇によらずに耐磨耗性が格段に改善されるとしている。

また、特許文献６には、加工性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献６に記載された技術では、質量％で、C：0.05〜0.35％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ti：0.1〜1.2％、Al：0.1％以下を含み、さらにCu：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜2.0％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、W：0.05〜1.0％、B：0.0003〜0.0030％のうちの１種又は２種以上を含有し、DI*が60未満である組成を有する鋼片を熱間圧延後、18℃/s以上の冷却速度で400℃以上550℃以下まで冷却し、あるいはさらに550℃以下の温度で焼戻す処理を行っている。これにより、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、基地相中に硬質相が分散した組織が得られ、耐磨耗性を劣化させることなく、耐衝撃性、曲げ加工性に優れた耐磨耗鋼板が得られるとしている。

また、特許文献７には、耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献７に記載された技術では、C：0.25〜0.35％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.40〜1.3％、Al：0.06％以下、N：0.007％以下を含み、さらにCu：1.5％以下、Ni：2.0％以下、Cr：3.0％以下、Mo：1.5％以下、W：1.5％以下、B：0.0030％以下のうちの１種または２種以上を含有し、DI*が100〜250である組成の鋼片を、1000〜1200℃に加熱したのち、熱間圧延を行ない室温まで空冷し、ついでＡc_３〜950℃に再加熱して焼入れする処理を行っている。これにより、表面から深さ1mmまでの部位にある表層部が面積率で90％以上のマルテンサイト組織で、硬さが450HBW10/3000以上であり、板厚の1/2を基準に表裏方向にそれぞれ0.5mmの板厚中央部で平均結晶粒径25μm以下の下部ベイナイトが面積率で70％以上である組織を有する耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板が得られるとしている。

特開昭62−142726号公報特開昭63−169359号公報特開平1−142023号公報特許第3089882号公報特開2010−174284号公報特開2010−222682号公報特開2014−25130号公報

特許文献５、６に記載された技術では、マルテンサイトではなく、パーライトあるいはフェライト−ベイナイトを基地相とし、基地中にTiC等の硬質相粒子を分散させて耐摩耗性を向上させている。このため、特許文献５、６に記載された技術では、曲げ加工性の低下という問題はない。

しかし、産業機械、運搬機器等の摩耗に晒される部材には、通常のすべり摩耗に加えて、衝撃摩耗に対する抵抗性が要求される場合がある。

すべり摩耗は、機械、装置等の稼働する部位において、鋼材同士、あるいは岩石など異種材料との継続的な接触により、鋼材の表面部が削り取られる現象である。一方、衝撃摩耗は、例えば、ボールミルのライナー材におけるような、鋼材表面に高硬度の異種材料が高い荷重で衝突する環境下で生じる現象で、衝撃摩耗では、鋼材側の衝突面が、繰返し塑性変形を受けて脆化し、亀裂の発生、連結により、摩耗が進展する。

特許文献５、６に記載された技術では、基地相中に硬質相粒子を析出させて耐摩耗性（耐すべり摩耗性）を向上させる効果を得ているが、特許文献５、６には衝撃摩耗についての言及はなく、上記したような衝撃摩耗が生じる環境下では、必ずしもその効果が十分に発揮できるとは言い難く、耐衝撃摩耗特性に問題を残していた。

なお、特許文献１〜４には、衝撃摩耗についての言及はなく、特許文献１〜４に記載された技術では、耐衝撃摩耗特性を改善するまでに至っていない。

一方、特許文献７に記載された技術は、耐摩耗鋼板の耐衝撃摩耗特性を向上させるとしている。しかし、特許文献７に記載された技術では、表層部をマルテンサイト組織としており、高硬度で、曲げ加工が容易であるとは云い難く、曲げ加工性に問題を残していた。

そこで本発明は、このような従来技術の問題を解決し、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩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、上記した目的を達成するために、まず曲げ加工性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、まず、所望の「優れた曲げ加工性」を確保するためには、鋼板表面の硬さを、ブリネル硬さで360HB10/3000以下とする必要があることを知見した。なお、ここでいう「優れた曲げ加工性」とは、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度：180°まで押し曲げ、割れ発生のない最小内側半径Ｒ（mm）と板厚ｔ（mm）の比R/tが1.0以下である場合をいうものとする。

つぎに、耐衝撃摩耗性と表面硬さとの関係に及ぼす各種要因について、鋭意検討した。その結果、基地相をパーライトあるいは（パーライト＋フェライト）混合組織とすることにより、基地相がマルテンサイトM、（マルテンサイトM＋フェライトF）、あるいは（ベイナイトBと島状マルテンサイトMAあるいはさらにマルテンサイトM）である場合に比べ、同一表面硬さで比較して、高い耐衝撃摩耗特性を示すことを見出した。

まず、本発明者らが、行った基礎的実験結果について説明する。

種々の組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し、板厚：22mmの鋼板とした。さらに、熱間圧延後の冷却条件を種々変化させて、フェライト＋パーライト、パーライト、ベイナイト＋島状マルテンサイト、ベイナイト＋島状マルテンサイト＋マルテンサイト、フェライト＋マルテンサイト、マルテンサイト等、各種組織を有する鋼板を得た。

得られた鋼板について、まず、表面硬さを測定した。硬さ測定は、JIS Z 2243（2008）に準拠して、直径：10mmのタングステン硬球を使用し、荷重：3000kgfで行った。

また、得られた鋼板について、表面から板厚方向に1mmの位置近傍の組織観察を行ない、各鋼板の表層の基地相組織を求めた。ここでいう「基地相」は面積率で90％以上である相をいうものとする。

ついで、得られた鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置が試験片表面（摩耗試験面）となるように、衝撃摩耗試験片（厚さ10mm×幅25mm×長さ75mm）を採取し、衝撃摩耗試験を実施した。衝撃摩耗試験は、図２に模式的に示す衝撃摩耗試験装置を用いて行った。

すなわち、衝撃摩耗試験装置のロータ３に、摩耗試験面１aがロータ３の回転方向前面となるように衝撃摩耗試験片１Ａおよび比較材試験片１Ｂを、それぞれ固定した。ロータ３の回転により、試験片の摩耗試験面とドラム内に装入された材料４（硅石）とが衝突し、摩耗試験面が衝撃摩耗により摩耗する。なお、衝撃摩耗試験片１Ａと比較材試験片１Ｂとは、ロータ３の断面で180°離れた位置に固定した。比較材は、SS400（軟鋼）とした。

衝撃摩耗試験装置のドラム２には、100％SiO₂硅石（平均粒径30mm）を1500cm³装入した。装入後、ドラム２を密閉し、ドラム２をドラム回転速度：45rpmで回転するとともに、ロータ３をロータ回転速度：600rpmで回転し、ロータ総回転数：10000回までの衝撃摩耗試験を行った。

試験終了後、試験片を取り出し、試験片の質量を測定した。試験前後の試験片の質量差から摩耗量を算出した。各鋼板の耐衝撃摩耗特性は、比較材（軟鋼板）の摩耗量を基準（＝1.0）として、耐衝撃摩耗比＝（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板の摩耗量）で評価した。耐衝撃摩耗比が大きいほど、耐衝撃摩耗特性に優れていることを意味する。ここで「優れた耐衝撃摩耗特性」とは、耐衝撃摩耗比が、1.4以上である場合をいうものとした。

得られた結果を、耐衝撃摩耗比と表面硬さとの関係で図１に示す。

図１から、耐衝撃摩耗比は、同一表面硬さで比較すると、基地相がマルテンサイトMあるいは（マルテンサイトM＋フェライトF）、（ベイナイトB＋島状マルテンサイトMAあるいはさらにマルテンサイトM）である場合に比べて、基地相が（フェライトF＋パーライトP）あるいはパーライトPである場合のほうが、高くなるという知見を得た。

しかし、（フェライト＋パーライト）混合組織とパーライト単相組織とを比較すると、軟質で延性に富むフェライトを含有しないパーライト単相組織では、優れた曲げ加工性を確保することができない。このようなことから、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性を兼備する耐摩耗鋼板では、基地相を（フェライト＋パーライト）混合組織とする必要があることに思い至った。

しかしながら、基地相が、軟質なフェライトを含む、（フェライト＋パーライト）混合組織では、十分な耐衝撃摩耗特性が得られない場合があることを知見した。そこで、基地相を（フェライト＋パーライト）混合組織とした場合に、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備する条件について検討した。その結果、（フェライト＋パーライト）混合組織を基地相とした場合、全伸びEl：15％以上、加工硬化指数ｎ_2〜5値：0.20以上という引張特性を確保できれば、優れた曲げ加工性および優れた耐衝撃摩耗特性を兼備できることを知見した。衝撃摩耗では、鋼材表面に、高硬度の材料が高い荷重で繰返し衝突し、そのため、鋼材側の衝突面が、繰返し塑性変形し脆化して、亀裂が発生しそれらの亀裂が連結して、摩耗が進行する。このような衝撃摩耗に対しては、鋼材の全伸びが大きいほど、衝突面でより大きく変形して亀裂発生が抑制される。また、鋼材の加工硬化指数が大きいほど、衝突面が加工硬化して硬さが増し、摩耗の進展が抑制される。したがって、鋼材の全伸びと加工硬化指数が大きいほど耐衝撃摩耗特性は向上する。また、鋼材の全伸びが大きいほど、曲げ加工性は向上する。

このようなことから、鋼板表面硬さを360HBW10/3000以下としたうえで、組織を面積率で20％以上のパーライトを含む（フェライト＋パーライト）混合組織を基地相とする組織とし、さらに、全伸びEl：15％以上、および加工硬化指数ｎ_2〜5値：0.20以上の引張特性することにより、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩耗鋼板とすることができることを見出した。ここでいう基地相は、当該組織が面積率で90％以上を占める場合を指す。

本発明は、かかる知見に基づき、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、つぎのとおりである。

（１）質量％で、C：0.20％以上0.60％未満、Si：0.05〜0.20％、Mn：0.20〜2.00％、Cr：0.5〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライトとパーライトとの合計量が面積率で90％以上で、かつ該パーライトを面積率で20％以上含む組織とを有し、表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下で、かつ全伸びEl：15％以上および加工硬化指数ｎ_2〜5：0.20以上である引張特性を有し、曲げ加工性および耐衝撃摩耗特性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（４）鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.20〜0.60％未満、Si：0.05〜0.20％、Mn：0.20〜2.00％、Cr：0.5〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記熱間圧延を終了した後、800〜500℃までの温度域を、0.5℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする曲げ加工性および耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。

（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。

（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。

本発明によれば、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩耗鋼板を容易に、かつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。

耐衝撃摩耗比と表面硬さとの関係に及ぼす基地相組織の影響を示すグラフである。衝撃摩耗試験装置の構造を模式的に示す説明図である。

まず、本発明耐摩耗鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり組成における質量％は単に％で記す。

C：0.20％以上0.60％未満
Cは、基地相の硬さを増加させて耐摩耗性を向上させる有効な元素である。また、Cは、耐衝撃摩耗特性向上に有効なパーライトの分率を高める作用を有する。このような効果を得るためには0.20％以上の含有を必要とする。一方、0.60％以上の含有は、表面硬さの上昇を招き、曲げ加工性が低下する傾向を示す。また、0.60％以上のC含有は、パーライト単相組織を形成し、フェライト＋パーライト混合組織の形成が難しくなる。軟質で延性に富むフェライトを含有しないと、優れた曲げ加工性が得られない。そのため、本発明ではCは0.20％以上0.60％未満に限定した。なお、好ましくは0.22〜0.50％、より好ましくは0.24〜0.40％である。

Si：0.05〜0.20％
Siは、脱酸剤として有効に作用する元素であり、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。また、Siは、固溶して高硬度化に寄与する有効な元素であるが、0.20％を超えて含有すると、パーライト生成を抑制し、耐摩耗性を低下させる。このため、Siは0.05〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。

Mn：0.20〜2.00％
Mnは、固溶して高硬度化に寄与する有効な元素であり、このような効果を得るためには0.20％以上の含有を必要とする。一方、2.00％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Mnは0.20〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.50〜1.60％である。より好ましくは1.00〜1.60％である。

Cr：0.5〜2.0％
Crは、パーライト生成を促進する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Crは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜1.5％である。

P：0.020％以下
Pは、不可避的不純物として粒界に偏析し、母材および溶接部の靱性を低下させることから、本発明では不純物としてできるだけ低減することが好ましい。0.020％以下であれば、許容できることから、本発明では、Pは0.020％以下に限定した。好ましくは0.010％以下である。なお、過度のPの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.001％以上とすることが好ましい。

S：0.005％以下
Sは、不可避的に含まれる不純物であり、鋼中では硫化物系介在物として存在し、各種特性の低下を招く。このため、Sはできるだけ低減することが望ましい。とくに、0.005％を超えて含有すると粗大なMnSを形成し、割れの起点となり、耐摩耗性や加工性の低下を招く。このため、本発明ではSは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.0035％以下である。なお、過度のSの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0005％以上とすることが好ましい。

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下して、表面疵が多発し、曲げ加工性が低下するとともに歩留りも低下する。このため、Alは0.10％以下に限定した。好ましくは0.05％以下である。

N：0.005％以下
Nは、不可避的に含まれる不純物であり、母材および溶接部の靭性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。とくに、0.005％を超える含有は、母材および溶接部の靭性低下が著しくなる。このため、Nは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。

上記した成分が基本の成分であるが、上記した組成に加えてさらに、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上、および/または、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上、を必要に応じて選択して含有できる。

Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ti、Bはいずれも、焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。

Nbは、焼入れ性を向上させるとともに、パーライト分率を上昇させる有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.030％を超えて含有すると、Nb炭化物として析出し、鋼中の炭素量を減少させ、パーライト分率を減少させる。このため、耐衝撃摩耗特性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Nbは0.005〜0.030％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.010〜0.020％である。

Tiは、窒化物形成傾向が強く、Nを固定して、固溶Nを低減するため、母材および溶接部の靭性向上に寄与する。また、Bを含有する場合にはNを固定しBNの析出を抑制し、Bの焼入れ性向上効果を助長する効果を介して、焼入れ性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有が必要である。一方、0.050％を超えて含有すると、TiCが析出し、母材靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Tiは0.005〜0.050％とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.020％である。

Bは、微量な添加でも焼入れ性を著しく向上させるとともに、パーライト分率を上昇させ、耐衝撃摩耗特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有が必要である。一方、0.0020％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Bは0.0003〜0.0020％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。さらに好ましくは0.0010〜0.0020％である。

Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、Mg、REMはいずれも、Sと結合し、圧延方向に長く伸びるMnSの形成を抑制して、硫化物系介在物が球状となるように形態制御し、延性、靭性、さらには加工性の改善に寄与する元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上含有できる。

上記した効果を得るためには、Ca、Mg、REMはいずれも、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0040％を超えるCaの含有、0.0050％を超えるMgの含有、0.0080％を超えるREMの含有は、いずれも介在物量の増加を招き、鋼の清浄度の低下をもたらす。そのため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、O：0.0005％以下、Cu：0.2％以下、Ni：0.1％以下、Mo：0.1％以下、V：0.05以下が許容できる。

つぎに、本発明耐摩耗鋼板の組織について説明する。なお、各相の面積率は、組織全体に対する面積率である。

本発明耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、フェライトとパーライトとの合計量が面積率で90％以上で、かつ該パーライトを面積率で20％以上含む組織を有する。このような組織を有する鋼板とすることにより、曲げ加工性に優れるうえ、硬さが高いマルテンサイト相からなる鋼板と同様あるいはそれ以上の耐衝撃摩耗特性を有する耐摩耗鋼板となる。パーライトが面積率で20％未満では、上記したような耐衝撃摩耗特性を確保できない。なお、パーライトは面積率で30％以上とすることが好ましく、より好ましくは40％以上である。また、本発明のC含有量範囲では、パーライトは、面積率で90％以下程度となる。フェライトは軟質で延性に富み、曲げ加工性を向上させるため、面積率で10％以上とする。より好ましくは20％以上である。

フェライトとパーライト以外の第二相としては、面積率で10％未満（0％を含む）のベイナイト、マルテンサイトが許容できる。第二相が面積率で10％を超えると、所望の耐衝撃摩耗特性を確保できなくなる。

また、本発明耐摩耗鋼板の表面硬さは、ブリネル硬さで360HBW10/3000以下とする。表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000を超えて高くなると、表層近傍の延性が低下し、所望の曲げ加工性を確保できなくなる。このため、表面硬さを、ブリネル硬さで、360HBW10/3000以下に限定した。なお、表面硬さが200HBW10/3000未満では、耐衝撃摩耗比が1.4以上を確保できないため、200HB以上とすることが好ましい。なお、好ましくは200HB以上300HB以下である。

また、本発明耐摩耗鋼板は、全伸びEl：15％以上、加工硬化指数ｎ_2〜5値：0.20以上である引張特性を有する。なお、全伸びは、JIS 5号引張試験片（GL：60mm）を用いて、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い測定した値を用いるものとする。また、加工硬化指数ｎ_2〜5値は、JIS Z 2253（2011）の規定に準拠して、塑性歪が2〜5％の範囲で測定した値を用いるものとする。

全伸びEl：15％未満では、延性が低下し、所望の曲げ加工性を確保できなくなる。また、全伸びEl：15％未満では、鋼材表面の延性が十分でなく、所望の耐衝撃摩耗特性を確保できなくなる。また、加工硬化指数ｎ_2〜5値が0.20未満では、鋼材表面の加工硬化が十分でないため、所望の耐衝撃摩耗特性を確保できなくなる。

つぎに、本発明耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。

本発明耐摩耗鋼板の製造方法では、上記した組成の鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とする。

鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。

得られた鋼素材は、冷却することなく直接、あるいは冷却したのち、好ましくは加熱温度：900〜1250℃に再加熱して、熱間圧延し、所望板厚（肉厚）の鋼板とする。

熱間圧延を終了した後、冷却を施す。冷却は、板厚1/2位置で800〜500℃の温度域を、平均冷却速度で0.5℃/ｓ以下である冷却とする。冷却速度が0.5℃/ｓを超える速い冷却では、（フェライト＋パーライト）混合組織が微細化し、所望の全伸びEl、加工硬化指数ｎ_2〜5値を確保できなくなり、耐衝撃摩耗特性が低下する。パーライト分率が低下し、耐衝撃摩耗特性が低下する。なお、好ましくは0.2〜0.5℃/ｓである。

以下、実施例に基づき、さらに本発明を説明する。

表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（150kgf）に鋳造して鋼素材とした。得られた鋼素材を室温近傍まで冷却したのち、表に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延を施し、板厚22mmの鋼板とした。なお、熱間圧延終了後、800〜500℃の温度域を、表２に示す平均冷却速度で冷却した。なお、500℃未満の温度域では、とくに冷却を制御せず大気中で放冷した。

得られた鋼板から、試験片を採取し、組織観察、表面硬さ試験、曲げ試験、引張試験、衝撃摩耗試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
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の位置を観察し撮像し、画像解析により各相の同定および面積率を算出した。なお、撮像は5視野以上で行った。なお、熱間圧延終了後の冷却速度が小さいため、板厚1mm位置と板厚中央位置との組織の差が小さいことを確認している。
（２）表面硬さ試験
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243の規定に準拠して、ブリネル硬さで表面硬さを測定した。なお、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。また、硬さ測定は、表面から1mmまでを研削により除去し、表面のスケール層、脱炭層の影響を除いて、表面から1mmの面で実施した。
（３）曲げ試験
得られた鋼板から曲げ試験片（幅50mm×300mm長さ）を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度：180°まで押し曲げ、割れ発生のない最小内側半径R（mm）を求め、板厚ｔ（mm）に対する比率（R/t）で表示した。R/tが、1.0以下である場合を曲げ加工性に優れると評価する。
（４）引張試験
得られた鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、全伸びEltを測定した。また、JIS Z 2253の規定に準拠して、塑性歪が2〜5％の範囲で、加工硬化指数ｎ_2〜5値を求めた。
（５）衝撃摩耗試験
得られた鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置が試験片表面（摩耗試験面）となるように、衝撃摩耗試験片（厚さ10mm×幅25mm×長さ75mm）を採取し、衝撃摩耗試験を実施した。衝撃摩耗試験は、図２に模式的に示す衝撃摩耗試験装置を用いた。

衝撃摩耗試験装置のロータ３に、摩耗試験面１aがロータ３の回転方向前面となるように衝撃摩耗試験片１Ａおよび比較材試験片１Ｂを、それぞれ固定した。なお、衝撃摩耗試験片１Ａと比較材試験片１Ｂとは、ロータ３の断面で180°離れた位置に固定した。比較材は、SS400（軟鋼）とした。

試験終了後、試験片を取り出し、質量を測定し、試験前後の試験片の質量差から摩耗量を算出した。各鋼板の耐衝撃摩耗特性は、比較材（軟鋼板）の摩耗量を基準（＝1.0）として、耐衝撃摩耗比＝（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板の摩耗量）で評価した。なお、耐衝撃摩耗比が1.4以上である場合を「耐衝撃摩耗特性に優れる」（本発明範囲）とした。

得られた結果を表２に併記する。

本発明例はいずれも、表面硬さが360HB以下で、R/tが1.0以下と曲げ加工性に優れ、耐衝撃摩耗比が1.4以上と耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、表面硬さが360HBを超えて曲げ加工性が低下しているか、パーライト面積率が少なく、あるいは全伸び、ｎ_2〜5値が低く、耐衝撃摩耗比が1.4未満と耐衝撃摩耗特性が低下している。

１Ａ衝撃摩耗試験片
１Ｂ比較材試験片
２ドラム
３ロータ
４装入された材料

Claims

質量％で、
C ：0.20％以上0.60％未満、 Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.20〜2.00％、 Cr：0.5〜2.0％、
P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
フェライトとパーライトとの合計量が面積率で90％以上で、かつ該パーライトを面積率で20％以上、前記フェライトを面積率で10％以上含む組織とを有し、表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下で、かつ全伸びEl：15％以上および加工硬化指数ｎ_2〜5：0.20以上である引張特性を有し、曲げ加工性および耐衝撃摩耗特性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗鋼板。
鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.20％以上0.60％未満、 Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.20〜2.00％、 Cr：0.5〜2.0％、
P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記熱間圧延を終了した後、800〜500℃までの温度域を、0.5℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とするフェライトとパーライトとの合計量が面積率で90％以上で、かつ該パーライトを面積率で20％以上、前記フェライトを面積率で10％以上含む組織を有し、表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下で、かつ全伸びEl：15％以上および加工硬化指数ｎ _2〜5 ：0.20以上である引張特性を有し、曲げ加工性および耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４または５に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。