WO2014045553A1 - 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 - Google Patents

低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 Download PDF

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WO2014045553A1
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進一 三浦
植田　圭治
石川　信行
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to an abrasion-resistant steel plate suitable for parts such as industrial machines and transportation equipment.
  • the wear-resistant steel plate of the present invention is excellent in low temperature toughness (low temperature toughness), and is particularly suitable for use in parts applied in places where wear (or wear a brasion) is a problem. About.
  • parts such as excavators, bulldozers, hoppers, buckets, dump trucks, etc. used in construction, civil engineering, mining, etc., and parts such as transportation equipment, are earth and sand (earth and sand) etc. Wear is caused by contact. For this reason, when manufacturing the said parts, the steel material excellent in abrasion resistance is used for the purpose of the lifetime extension.
  • various conditions such as dryness and wetness are assumed for earth and sand.
  • earth and sand in a wet state may contain corrosive substances.
  • the abrasion due to the soil and the like in a wet state is abrasion in an environment containing a corrosive substance, so-called corrosion abrasion.
  • Corrosion wear is known to be extremely severe as a wear environment, and a wear resistant steel material having excellent corrosion wear resistance is desired.
  • Patent Document 1 includes C: 0.30 to 0.50% by mass and contains appropriate amounts of Si, Mn, Al, N, Ti, Nb, and B. Further, after hot-rolling a steel slab containing Cr: 0.10 to 0.50% and Mo: 0.05 to 1.00%, it was quenched from a temperature not lower than the Ar 3 transformation point. There has been proposed a method for producing a high hardness wear resistant steel excellent in low temperature toughness by tempering to obtain a high strength wear resistant steel. In the technique described in Patent Document 1, it is supposed that by containing a large amount of Cr and Mo, the hardenability is improved and the grain boundaries are strengthened to improve the low temperature toughness. Moreover, in the technique described in patent document 1, it is supposed that low temperature toughness will improve further by performing a tempering process.
  • Patent Document 2 includes, in mass%, C: 0.18 to 0.25%, Si: 0.10 to 0.30%, Mn: 0.03 to 0.10%, Nb, Al Toughness and delayed fracture after water quenching and tempering treatment, containing appropriate amounts of N, B and Cr: 1.00 to 2.00% and Mo: more than 0.50 to 0.80% High tough wear-resistant steel sheets with excellent characteristics have been proposed.
  • N, B and Cr 1.00 to 2.00%
  • Mo more than 0.50 to 0.80%
  • High tough wear-resistant steel sheets with excellent characteristics have been proposed.
  • the technique described in Patent Document 2 by suppressing the Mn content and containing a large amount of Cr and Mo, the hardenability is improved, the predetermined hardness can be secured, and the toughness and delayed fracture resistance are improved. If so.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.30 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.30 to 1.20%, Cr: 0.50 To 1.40%, Mo: 0.15 to 0.55%, B: 0.0005 to 0.0050%, sol.
  • a high tough wear-resistant steel containing Al: 0.015 to 0.060% and further containing an appropriate amount of Nb and / or Ti has been proposed. According to the technique described in Patent Document 3, it is supposed that by containing a large amount of Cr and Mo, the hardenability is improved and the grain boundaries are strengthened to improve the low temperature toughness.
  • Patent Document 4 the proper amounts of Si, Mn, Ti, B, Al, and N, such as C: 0.05 to 0.40% and Cr: 0.1 to 2.0% in mass%, are described.
  • a steel having a composition that may further contain Cu, Ni, Mo, and V as an optional component is hot-rolled at a cumulative reduction of 50% or more in an austenite non-recrystallized region at 900 ° C. or lower, and then Ar 3 points From the above, a method for producing wear-resistant steel that has been quenched and then tempered has been proposed. According to this technology, the low temperature toughness is remarkably improved by directly quenching and tempering the structure in which the austenite grains are expanded to obtain a tempered martensite structure in which the prior austenite grains are expanded.
  • Patent Document 5 by mass, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, W: 0.10 -1.40%, B: 0.0003-0.0020%, and further having a composition containing Ti: 0.005-0.10% and / or Al: 0.035-0.1%, A wear-resistant steel sheet having excellent low-temperature toughness has been proposed.
  • one or more of Cu, Ni, Cr, and V may be contained.
  • the technique described in Patent Document 5 has high surface hardness, excellent wear resistance, and excellent low-temperature toughness.
  • Patent Document 6 describes a wear-resistant steel plate having excellent bending workability.
  • the wear-resistant steel sheet described in Patent Document 6 contains C: 0.05 to 0.30%, Ti: 0.1 to 1.2% by mass%, and the amount of solute C is 0.03%.
  • This is a wear-resistant steel sheet having the following composition, having a matrix in which the matrix is a ferrite phase and a hard phase is dispersed in the matrix.
  • it is supposed that both the abrasion resistance with respect to earth and sand abrasion and a bending workability will improve, without accompanying the remarkable raise of hardness.
  • each technique described in Patent Documents 1 to 5 aims to have low temperature toughness and wear resistance.
  • the technique described in Patent Document 6 aims to combine bending workability and wear resistance.
  • each technique described in Patent Documents 1 to 4 requires tempering, and there is a problem that the manufacturing cost increases.
  • the technique described in Patent Document 5 contains W as an essential component, and there is a problem that the manufacturing cost increases.
  • the technique described in Patent Document 6 has ferrite as a main phase, has a low surface hardness, and has insufficient wear resistance.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art, and to provide a wear-resistant steel sheet that is inexpensive, excellent in wear resistance, excellent in low temperature toughness and excellent in corrosion wear resistance.
  • the present inventors have intensively studied the influence of various factors on wear resistance, low temperature toughness, and corrosion wear resistance.
  • a composition containing an appropriate amount of Cr and / or Mo is required, and by adjusting the amount of solute Cr in steel and the amount of solute Mo in steel so as to satisfy the following formula (1), It has been found that corrosion wear is improved.
  • the present inventors contain Cr and / or Mo in an appropriate amount essential, and further improve hardenability by adjusting to a composition containing an appropriate amount of at least C, Si, Mn, P, S, Al, It has been found that excellent low temperature toughness can be ensured by securing a structure having a martensite phase as a main phase as-quenched with a prior austenite ( ⁇ ) grain size of 30 ⁇ m or less.
  • 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. (1) By mass%, C: 0.10 to 0.20%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0.020% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.100%, and one selected from Cr: 0.05 to 2.0% and Mo: 0.05 to 1.0% Or, including two types, the amount of solute Cr in steel and the amount of solute Mo in steel satisfy the following formula (1), and has a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, With the martensite phase as quenched as the main phase, the prior austenite grain size is 30 ⁇ m or less, Furthermore, a wear-resistant steel sheet having excellent low-temperature toughness and corrosion wear resistance, characterized in that the surface hardness is 360 or more with Brinell hardness HBW10 / 3000.
  • a worn steel plate can be manufactured easily and stably.
  • C 0.10 to 0.20% C is an important element for increasing the hardness of the steel sheet and improving the wear resistance. If the C content is less than 0.10%, sufficient hardness cannot be obtained. On the other hand, when the content of C exceeds 0.20%, weldability, low temperature toughness and workability are deteriorated. Therefore, the C content is limited to the range of 0.10 to 0.20%. Preferably, the content is 0.14 to 0.17%.
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Si is an effective element that acts as a deoxidizer for molten steel.
  • Si is an element that contributes effectively to improving the strength of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • the Si content is 0.05% or more. If the Si content is less than 0.05%, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Si content exceeds 1.0%, ductility and toughness are lowered, and the amount of inclusions in the steel sheet is increased. Therefore, the Si content is limited to the range of 0.05 to 1.0%. Note that the content is preferably 0.2 to 0.5%.
  • Mn 0.1 to 2.0%
  • Mn is an effective element having an effect of improving hardenability. In order to secure such an effect, the Mn content is set to 0.1% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, the weldability is lowered. Therefore, the Mn content is limited to the range of 0.1 to 2.0%. It is preferably 0.4 to 1.6%, more preferably 0.7 to 1.4%.
  • P 0.020% or less
  • P is desirably reduced as much as possible because it causes a decrease in low-temperature toughness when contained in a large amount in steel.
  • the P content is acceptable up to 0.020%. For this reason, the content of P is limited to 0.020% or less.
  • the P content is 0.005% or more.
  • S 0.005% or less S is precipitated as MnS when contained in a large amount in steel.
  • MnS becomes a starting point of fracture occurrence and causes deterioration of toughness. For this reason, it is desirable to reduce S as much as possible.
  • the S content is acceptable up to 0.005%. For this reason, the S content is limited to 0.005% or less.
  • the content of S is preferably set to 0.0005% or more.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Al is an effective element that acts as a deoxidizer for molten steel.
  • Al contributes to the improvement of low temperature toughness by refining crystal grains.
  • the Al content is set to 0.005% or more. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the weldability decreases. Therefore, the Al content is limited to the range of 0.005 to 0.100%. Preferably, the content is 0.015 to 0.050%.
  • Cr has the effect of improving the low temperature toughness by increasing the hardenability and refining the martensite phase. For this reason, Cr is an important element in the present invention. Also, in a corrosive wear environment where contact with wet soil and the like becomes a problem, Cr elutes as Cr acid ions by the anode reaction and suppresses corrosion by an inhibitor effect, thereby improving the corrosion wear resistance. Has an effect. In order to obtain such an effect, the Cr content is 0.05% or more. If the Cr content is less than 0.05%, such an effect cannot be exhibited sufficiently. On the other hand, when the content of Cr exceeds 2.0%, weldability is lowered and the manufacturing cost is increased. Therefore, the Cr content is limited to the range of 0.05 to 2.0%. In addition, Preferably, it is 0.07 to 1.20% of range.
  • Mo has the effect of improving the low temperature toughness by increasing the hardenability and refining the martensite phase. For this reason, Mo is an important element in the present invention. Also, in a corrosive wear environment where contact with wet soil and the like becomes a problem, Mo elutes as Mo acid ions by the anodic reaction and suppresses corrosion by an inhibitor effect, thereby improving the corrosion wear resistance. Has an effect. In order to obtain such an effect, the Mo content is 0.05% or more. If the Mo content is less than 0.05%, such an effect cannot be exhibited sufficiently. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.0%, the weldability is lowered and the manufacturing cost is increased. Therefore, the Mo content is limited to the range of 0.05 to 1.0%. Preferably, the content is 0.10 to 0.50%.
  • the present invention contains Cr and Mo in the above-mentioned range, and further the amount of solid solution Cr in steel and the amount of solid solution Mo in steel are the following formula (1) 0.05 ⁇ (Crsol + 2.5Mosol) ⁇ 2.0 (1) (Here, Crsol: solute Cr amount in steel (mass%), Mosol: solute Mo amount in steel (mass%)) make adjustments to satisfy When Cr and Mo form carbides and precipitate as precipitates, the amount of solid solution Cr and the amount of solid solution Mo decrease around the precipitate. For this reason, the inhibitor effect described above is reduced, and the corrosion wear resistance is lowered.
  • the amount of solute Cr in steel (Crsol) and the amount of solute Mo in steel (Mosol) are adjusted so as to satisfy the above formula (1).
  • (Crsol + 2.5 Mosol) needs to be 0.05 or more.
  • (Crsol + 2.5Mosol) exceeds 2.0, the effect is saturated and the manufacturing cost increases.
  • (Crsol + 2.5 Mosol) is preferably 0.10 to 1.0.
  • the solid solution Cr amount and the solid solution Mo amount can be calculated by the following method. Steel is electrolytically extracted in a 10% acetylacetone electrolytic solution, and the resulting extraction residue (precipitate) is analyzed by ICP emission spectroscopy. Here, the amount of Cr contained in the extraction residue is determined as the amount of precipitated Cr, and the amount of Mo contained in the extraction residue is determined as the amount of precipitated Mo. By subtracting this quantitative value from the total Cr amount and the total Mo amount, respectively, the solid solution Cr amount and the solid solution Mo amount are obtained.
  • the amount of solid solution Cr and the amount of solid solution Mo it is necessary to suppress the precipitation of carbides and the like as much as possible. It is necessary to control the amount and Ti amount. Specifically, for example, the time during which precipitation of Cr or Mo carbides or the like is maintained (500 ° C. to 800 ° C.) is shortened as much as possible, or Nb or Ti that forms carbides more easily than Cr or Mo. It is desirable to add.
  • Nb 0.005-0.1%
  • Ti 0.005-0.1%
  • V 0.005-0.1% 1 or 2 or more types selected from among these and / or Sn: 0.005 to 0.2%
  • Sb 1 or 2 types selected from 0.005 to 0.2%
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Mg One or more selected from 0.0005 to 0.005% Can be contained.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Ti and V All are elements that precipitate as precipitates such as carbonitride and improve toughness through refinement of the structure.
  • the 1 type (s) or 2 or more types chosen from Nb, Ti, and V can be contained as needed.
  • Nb is an element that precipitates as carbonitride and contributes effectively to improving toughness through refinement of the structure.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.1%. From the viewpoint of fine structure, the Nb content is more preferably in the range of 0.012 to 0.03%.
  • Ti is an element that precipitates as TiN and contributes to improvement of toughness through fixation of solute N.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.1%. From the viewpoint of cost reduction, the Ti content is more preferably limited to a range of 0.005 to 0.03%.
  • V is an element that precipitates as carbonitride and contributes to improvement of toughness through the effect of refining the structure.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.1%.
  • Sn and Sb are both elements that improve corrosion wear resistance.
  • 1 type or 2 types chosen from Sn and Sb can be contained as needed.
  • the Sn content is preferably 0.005% or more.
  • the Sn content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.2%. In view of reducing the number of playing elements, the Sn content is more preferably in the range of 0.005 to 0.1%.
  • the Sb suppresses the corrosion of the steel sheet by suppressing the anode reaction of the steel sheet and the hydrogen generation reaction, which is a cathode reaction, and improves the corrosion wear resistance.
  • the Sb content is preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is preferably in the range of 0.005 to 0.2%. More preferably, it is 0.005 to 0.1%.
  • One or more selected from Cu: 0.03-1.0%, Ni: 0.03-2.0%, B: 0.0003-0.0030% Cu, Ni, B are Both are elements that improve hardenability.
  • the 1 type (s) or 2 or more types chosen from Cu, Ni, and B can be contained as needed.
  • the Cu is an element that contributes to improving hardenability.
  • the Cu content is preferably 0.03% or more.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability is lowered and the manufacturing cost is also increased.
  • the Cu content is preferably limited to a range of 0.03 to 1.0%. From the viewpoint of reducing the cost, the Cu content is more preferably limited to a range of 0.03 to 0.5%.
  • Ni is an element that improves hardenability and contributes to low temperature toughness.
  • the Ni content is preferably 0.03% or more.
  • the Ni content exceeds 2.0%, the manufacturing cost is increased. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably limited to a range of 0.03 to 2.0%. From the viewpoint of reducing the cost, it is more preferable to limit the Ni content to a range of 0.03 to 0.5%.
  • the B is an element that contributes to improving the hardenability when contained in a small amount.
  • the B content is preferably 0.0003% or more.
  • the B content is preferably limited to a range of 0.0003 to 0.0030%. From the viewpoint of suppressing low-temperature cracking in a low heat input weld such as CO 2 welding generally used for welding of wear-resistant steel plates, the B content is in the range of 0.0003 to 0.0015%. More preferably, it is limited.
  • REM 0.0005 to 0.008%
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Mg One or more selected from 0.0005 to 0.005% REM, Ca, Mg are All are elements that combine with S to generate sulfide inclusions, and thus are elements that suppress the generation of MnS.
  • the 1 type (s) or 2 or more types chosen from REM, Ca, and Mg can be contained as needed.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the content of REM exceeds 0.008%, the amount of inclusions in the steel increases, which leads to a decrease in toughness. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.008%. More preferably, it is 0.0005 to 0.0020%.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the content of Ca exceeds 0.005%, the amount of inclusions in the steel increases, which leads to a decrease in toughness.
  • the Ca content is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.005%. More preferably, the content is 0.0005 to 0.0030%.
  • the Mg fixes S and suppresses the generation of MnS that causes a decrease in toughness.
  • the Mn content is preferably 0.0005% or more.
  • the Mg content is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.005%. More preferably, the content is 0.0005 to 0.0040%.
  • the wear-resistant steel sheet of the present invention has the above-described composition, has a structure in which the martensite phase is the main phase as quenched and the prior austenite ( ⁇ ) grain size is 30 ⁇ m or less.
  • the “main phase” refers to a phase occupying 90% or more in area ratio.
  • As-quenched martensite phase 90% or more in area ratio If the phase fraction of the as-quenched martensite phase is less than 90% in area ratio, the desired hardness cannot be secured, the wear resistance is lowered, and the desired resistance to resistance. Abrasion cannot be ensured. Moreover, sufficient low temperature toughness cannot be ensured. In tempered martensite, Cr and Mo form carbide together with Fe when cementite is produced by tempering, and the amount of solid solution Cr and Mo effective for ensuring corrosion resistance is reduced. For this reason, the martensite phase is made martensite as it is without quenching.
  • the area ratio of martensite as it is quenched is preferably 95% or more.
  • Old ⁇ particle size 30 ⁇ m or less Even if the martensite phase can be kept 90% or more in the area ratio as quenched, if the old ⁇ particle size exceeds 30 ⁇ m and becomes coarse, the low temperature toughness is also lowered.
  • the old ⁇ particle diameter is obtained by observing the structure corroded with the picric acid corrosive solution with an optical microscope (magnification: 400 times) and using the value obtained in accordance with the provisions of JIS G 0551.
  • the wear-resistant steel sheet of the present invention having the composition and structure described above has a Brinell hardness HBW of 10/3000 and is 360 or more.
  • Brinell hardness 360 or more with Brinell hardness HBW10 / 3000
  • the life as a wear-resistant steel sheet is shortened.
  • Brinell hardness shall be measured based on prescription
  • the steel material having the above composition When the steel material having the above composition is maintained at a predetermined temperature, the steel material is either not cooled or cooled and reheated, and then hot-rolled to obtain a steel sheet having a desired size and shape.
  • the manufacturing method of a steel raw material does not need to be specifically limited. It is preferable to melt the molten steel having the above-described composition by a known melting method such as a converter and to obtain a steel material such as a slab having a predetermined size by a known casting method such as a continuous casting method. Needless to say, the steel material may be formed by the ingot-bundling method.
  • Reheating temperature 950 to 1250 ° C If the reheating temperature is less than 950 ° C., the deformation resistance becomes too high, the rolling load becomes excessive, and hot rolling may not be possible. On the other hand, at a high temperature exceeding 1250 ° C., coarsening of crystal grains becomes remarkable, and desired high toughness cannot be ensured. Therefore, the reheating temperature is preferably limited to a range of 950 to 1250 ° C.
  • the hot rolling conditions need not be particularly limited. It is preferable to perform direct quenching (DQ) immediately after the hot rolling.
  • the quenching start temperature is preferably set to a temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point.
  • the hot rolling end temperature is preferably set to a range of 800 to 950 ° C., which is a temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point.
  • the quenching cooling rate is not particularly limited as long as it is equal to or higher than the cooling rate at which a martensite phase is formed.
  • the cooling stop temperature is preferably set to a temperature below the Ms point. More preferably, the temperature is 300 ° C. or lower in order to prevent the martensite phase from being self-tempered as it is quenched. More preferably, it is 200 degrees C or less.
  • the reheating quenching temperature is preferably 850 to 950 ° C.
  • the cooling rate of quenching after reheating is not particularly limited as long as it is equal to or higher than the cooling rate at which a martensite phase is formed.
  • the cooling stop temperature is preferably set to a temperature not higher than the Ms point. More preferably, the temperature is 300 ° C. or lower in order to prevent the martensite phase from being self-tempered as it is quenched. More preferably, it is 200 degrees C or less.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and cast into a mold to obtain a 150 kgf steel ingot (steel material). These steel materials are heated to the reheating temperatures shown in Tables 2 and 3 and then hot-rolled under the conditions shown in Tables 2 and 3, followed by quenching (direct quenching) immediately after the hot rolling is completed (DQ) ) Some steel plates were air-cooled after hot rolling was completed, and further reheated to the heating temperatures shown in Tables 2 and 3, and then subjected to reheating and quenching treatment (RQ) for quenching.
  • reheating and quenching treatment RQ
  • Specimens were collected from the obtained steel sheets and subjected to structure observation, surface hardness test, Charpy impact test, and corrosion wear resistance test. From the obtained steel sheet, a test piece for electrolytic extraction was collected and electrolyzed in a 10% AA electrolytic solution (10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methyl alcohol electrolytic solution) to extract a residue. About the obtained extraction residue, the amount of Cr and Mo contained in the extraction residue was analyzed using ICP emission spectroscopic analysis, and the amount of Cr and Mo as precipitates were calculated.
  • 10% AA electrolytic solution 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methyl alcohol electrolytic solution
  • the test method was as follows.
  • a thin film specimen (a specimen for observation of a transmission electron microscope structure) was taken in parallel with the plate surface from the position of 1/2 the thickness of the obtained steel sheet.
  • the test piece was made into a thin film by grinding and polishing (mechanical polishing, electrolytic polishing). Subsequently, each of the 20 fields of view was observed with a transmission electron microscope (magnification: 20000 times), and the area where the cementite did not precipitate was determined as a martensite phase region as quenched. This was expressed as a percentage (%) with respect to the entire structure, and was used as the martensite fraction (area ratio) as quenched.
  • the 1 / 2t subsize Charpy test piece was used (t: thickness).
  • t thickness
  • a steel plate having a vE- 40 of 15 J or more was evaluated as a steel plate excellent in “base metal toughness”.
  • Corrosion-resistant wear test Abrasion test pieces (size: 10 mm thickness x 25 mm width x 75 mm length) were taken from the position of the surface layer of 1 mm of the obtained steel sheet. These test pieces were mounted on an abrasion tester and subjected to an abrasion test. The wear test piece is attached so that the surface of the test machine rotor is perpendicular to the rotation axis of the test machine rotor and the surface of 25 mm ⁇ 75 mm is in the circumferential tangent direction of the rotation circle, and then the test piece and the rotor are covered with an outer tub, Wear material was introduced inside.
  • the wear material used was a mixture of cinnabar sand having an average particle diameter of 0.65 mm and an aqueous NaCl solution prepared to a concentration of 15000 ppm by mass such that the weight ratio of the cinnabar sand to the aqueous NaCl solution was 3: 2.
  • the surface hardness is HBW 10/3000 and the surface hardness is 360 or more, and the excellent low-temperature toughness and wear resistance ratio of vE ⁇ 40 : 30J or more (15J or more in the case of 1 / 2t test piece): Excellent corrosion wear resistance of 1.5 or more.
  • the surface hardness is low, the low-temperature toughness is lowered, the corrosion wear resistance is lowered, or two or more of them are lowered.

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Abstract

　耐摩耗性、低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％を含み、さらに、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｍｏ：０．０５～１．０％のうちから選ばれた１種または２種を含み、かつ鋼中固溶Ｃｒ量（Ｃｒｓｏｌ）および鋼中固溶Ｍｏ量（Ｍｏｓｏｌ）が０．０５≦（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）≦２．０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、焼入れままマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である組織を有し、さらに、表面硬さが、ブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０以上である低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板。

Description

低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板
　本発明は、産業機械、運搬機器等の部品用として好適な耐摩耗鋼板（abrasion resistant steel plate）に関する。本発明の耐摩耗鋼板は、低温靱性（low temperature toughness）に優れ、特に水分を含む土砂との接触による摩耗（wear or abrasion）が問題となる箇所に適用される部品用として好適な耐摩耗鋼板に関する。
　従来から、建設、土木、鉱山等の現場で使用される、例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット、ダンプトラック等の産業機械、運搬機器等の部品は、土砂（earth and sand）等との接触により摩耗が生じる。このため、上記部品を製造する際には、その寿命延長を目的に耐摩耗性に優れた鋼材が用いられている。実際の使用環境では、土砂等は、乾燥、湿潤など種々の状態が想定される。特に、湿潤状態にある土砂等は、腐食性物質を含む場合がある。そのため、湿潤状態にある土砂等による摩耗は、腐食性物質を含む環境下での摩耗、いわゆる腐食摩耗となる。腐食摩耗は、摩耗環境として非常に厳しいことが知られており、耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼材が望まれている。
　また、これらの産業機械、運搬機器等は、０℃以下の低温域での使用も想定される。このため、これらの産業機械、運搬機器等の部品用として用いられる鋼材は、耐摩耗性、耐腐食摩耗性に加えて、さらに優れた低温靱性をも有することが望まれている。
　このような要望に対して、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％を含み、適正量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを含有し、さらにＣｒ：０．１０～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％を含有する鋼片を熱間圧延したのち、Ａｒ３変態点以上の温度から焼入れ処理し、続いて焼戻して、高強度耐摩耗鋼を得る、低温靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、Ｃｒ、Ｍｏを多量含有させることにより、焼入れ性が向上するとともに粒界が強化され低温靭性が向上するとしている。また、特許文献１に記載された技術では、焼戻処理を施すことによりさらに低温靭性が向上するとしている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１８～０．２５％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．０３～０．１０％を含み、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎ、Ｂの適正量を含有し、さらにＣｒ：１．００～２．００％、Ｍｏ：０．５０超～０．８０％を含有する水焼入れおよび焼戻処理後の靭性並びに耐遅れ破壊特性に優れる高靭性耐摩耗鋼板が提案されている。特許文献２に記載された技術では、Ｍｎ含有量を低く抑え、Ｃｒ、Ｍｏを多量含有させることにより、焼入れ性が向上し、所定の硬さが確保できるとともに、靭性および耐遅れ破壊特性が向上するとしている。また、特許文献２に記載された技術では、さらに焼戻処理を施すことによりさらに低温靭性が向上するとしている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４５％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～１．２０％、Ｃｒ：０．５０～１．４０％、Ｍｏ：０．１５～０．５５％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５～０．０６０％を含み、さらにＮｂおよび／またはＴｉの適正量を含有する高靭性耐摩耗鋼が提案されている。特許文献３に記載された技術では、Ｃｒ、Ｍｏを多量含有させることにより、焼入れ性が向上するとともに粒界が強化され低温靭性が向上するとしている。
　また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｃｒ：０．１～２．０％と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎの適正量を含み、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを任意成分として含有してもよい組成の鋼を、９００℃以下のオーステナイト未再結晶域において累積圧下率５０％以上で熱間圧延したのち、Ａｒ３点以上から焼入れしその後焼戻する耐摩耗鋼の製造方法が提案されている。この技術では、オーステナイト粒が展伸した組織を直接焼入れ、焼戻して、旧オーステナイト粒を展伸させた焼戻マルテンサイト組織とすることにより、低温靭性が顕著に向上するとしている。
　また、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｗ：０．１０～１．４０％、Ｂ：０．０００３～０．００２０％を含み、さらにＴｉ：０．００５～０．１０％および／またはＡｌ：０．０３５～０．１％を含有する組成を有する、低温靭性に優れた耐摩耗鋼板が提案されている。なお、特許文献５に記載された技術では、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖのうちから１種以上含有してもよいとしている。これにより、特許文献５に記載された技術では、高い表面硬さを有し、耐摩耗性に優れ、さらに低温靭性にも優れるとしている。
　また、特許文献６には、曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼板が記載されている。特許文献６に記載された耐摩耗鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．１～１．２％を含有し、固溶Ｃ量が０．０３％以下である組成を有し、マトリクスをフェライト相とし、マトリクス中に硬質相が分散した組織を有する耐摩耗鋼板である。なお、さらにＮｂ、Ｖの１種または２種、Ｍｏ、Ｗの１種または２種、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕの１種または２種、Ｎｉ、Ｂの１種または２種、Ｃｒ、を含有してもよいとしている。これにより、特許文献６に記載された技術では、硬さの顕著な上昇を伴うことなく、土砂摩耗に対する耐摩耗性、曲げ加工性がともに向上するとしている。
特開平０８－４１５３５号公報 特開平０２－１７９８４２号公報 特開昭６１－１６６９５４号公報 特開２００２－２０８３７号公報 特開２００７－９２１５５号公報 特開２００７－１９７８１３号公報
　しかしながら、特許文献１～５に記載された各技術は、低温靱性および耐摩耗性を具備することを目的としている。また、特許文献６に記載された技術では、曲げ加工性と耐摩耗性を兼備させることを目的としている。いずれの特許文献においても湿潤状態にある土砂のような、腐食性物質を含む環境下における摩耗についての検討は行われておらず、耐腐食摩耗性に対する配慮がなされていないという問題がある。
　また、特許文献１～４に記載された各技術は、焼戻処理を行うことを要件としており、製造コストが増大するという問題がある。また、特許文献５に記載された技術は、Ｗを必須含有としており、製造コストが増大する問題がある。特許文献６に記載された技術はフェライトを主相とするもので表面硬さが低く、耐摩耗性が十分ではない。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、安価で、耐摩耗性に優れ、かつ優れた低温靱性および優れた耐腐食摩耗性を兼備する耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、耐摩耗性、さらに低温靭性、耐腐食摩耗性に対する各種要因の影響について鋭意検討を重ねた。その結果、Ｃｒおよび／またはＭｏを適正量必須含有する組成とし、さらに、鋼中固溶Ｃｒ量および鋼中固溶Ｍｏ量を下記（１）式を満足するように調整することにより、著しく耐腐食摩耗性が向上することを見出した。
０．０５≦（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）≦２．０‥‥‥（１）
（ここで、Ｃｒｓｏｌ：鋼中固溶Ｃｒ量（質量％）、Ｍｏｓｏｌ：鋼中固溶Ｍｏ量（質量％）とする。）
　これは、Ｃｒおよび／またはＭｏを適正量必須含有し、固溶Ｃｒ量および固溶Ｍｏ量を適正量確保することにより、広い範囲のｐＨを有する湿潤状態の土砂に晒されても、Ｃｒおよび／またはＭｏが酸素酸として存在し、腐食摩耗を抑制するためと推察される。
　そしてさらに、上記の組成としたうえで、表面硬さを高く維持できれば、土砂摩耗に対する耐摩耗性と耐腐食摩耗性との顕著な向上が得られることも知見した。
　さらに、本発明者らは、Ｃｒおよび／またはＭｏを適正量必須含有し、さらに、少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正量含む組成に調整することにより焼入れ性を向上させ、旧オーステナイト（γ）粒径で３０μｍ以下の焼入れままマルテンサイト相を主相とする組織を確保することにより、優れた低温靱性をも確保することができることを知見した。
　本発明は、上記した知見に基づき、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：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％を含み、さらに、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｍｏ：０．０５～１．０％のうちから選ばれた１種または２種を含み、かつ鋼中固溶Ｃｒ量および鋼中固溶Ｍｏ量が下記（１）式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼入れままマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である組織を有し、
さらに、表面硬さが、ブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０以上であることを特徴とする低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板。
０．０５≦（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）≦２．０‥‥‥（１）
ここで、Ｃｒｓｏｌ：鋼中固溶Ｃｒ量（質量％）、Ｍｏｓｏｌ：鋼中固溶Ｍｏ量（質量％）とする。
（２）（１）において、上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有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、上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓｂ：０．００５～０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする耐摩耗鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０３～１．０％、Ｎｉ：０．０３～２．０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする耐摩耗鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、上記組成に加えてさらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５～０．００８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする耐摩耗鋼板。
　本発明によれば、とくに湿潤状態の土砂摩耗環境下での耐腐食摩耗性に優れ、さらに低温靭性にも優れ、しかも表面硬さを低下させることなく優れた耐摩耗性を安定的に有する耐摩耗鋼板を、容易にしかも安定して製造できる。
　まず、本発明の耐摩耗鋼板の組成の限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％で記す。
　Ｃ：０．１０～０．２０％
　Ｃは、鋼板の硬さを高め、耐摩耗性を向上させるために重要な元素である。Ｃの含有量が０．１０％未満では十分な硬さが得られない。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、溶接性、低温靭性および加工性を低下させる。このため、Ｃの含有量は０．１０～０．２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１４～０．１７％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として作用する有効な元素である。また、Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度向上に有効に寄与する元素である。このような効果を確保するために、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉの含有量が０．０５％未満では脱酸効果が十分に得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、延性、靭性が低下し、また鋼板中の介在物量が増加する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５～１．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２～０．５％である。
　Ｍｎ：０．１～２．０％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させる作用を有する有効な元素である。このような効果を確保するために、Ｍｎの含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は０．１～２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．４～１．６％、より好ましくは０．７～１．４％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、鋼中に多量含有すると低温靭性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましい。本発明において、Ｐの含有量は０．０２０％まで許容できる。このため、Ｐの含有量は０．０２０％以下に限定した。なお、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中に多量に含まれるとＭｎＳとして析出する。高強度鋼では、ＭｎＳは破壊発生の起点となり、靭性の劣化を招く。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましい。本発明において、Ｓの含有量は０．００５％まで許容できる。このため、Ｓの含有量は０．００５％以下に限定した。なお、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する有効な元素である。また、Ａｌは結晶粒の微細化により低温靱性の向上に寄与する。このような効果を得るために、Ａｌの含有量は０．００５％以上とする。Ａｌの含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ａｌの含有量は０．００５～０．１００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１５～０．０５０％である。
　Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｍｏ：０．０５～１．０％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃｒ、Ｍｏはいずれも、腐食摩耗を抑制する作用を有し、選択して１種または２種を含有する。
　Ｃｒは、焼入れ性を高め、マルテンサイト相を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。このため、本発明において、Ｃｒは重要な元素である。また、湿潤状態の土砂等との接触が問題となるような腐食摩耗環境において、Ｃｒはアノード反応によりＣｒ酸イオンとして溶出し、インヒビター効果により腐食を抑制することで、耐腐食摩耗性を向上させる効果を有する。このような効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．０５％以上とする。Ｃｒの含有量が０．０５％未満では、このような効果を十分に発揮することができない。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、溶接性が低下するとともに、製造コストが高騰する。このため、Ｃｒの含有量は０．０５～２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０７～１．２０％の範囲である。
　Ｍｏは、焼入れ性を高め、マルテンサイト相を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。このため、本発明において、Ｍｏは重要な元素である。また、湿潤状態の土砂等との接触が問題となるような腐食摩耗環境において、Ｍｏはアノード反応によりＭｏ酸イオンとして溶出し、インヒビター効果により腐食を抑制することで、耐腐食摩耗性を向上させる効果を有する。このような効果を得るために、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とする。Ｍｏの含有量が０．０５％未満では、このような効果を十分に発揮することができない。一方、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、溶接性が低下するうえ、製造コストが高騰する。このため、Ｍｏの含有量は０．０５～１．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．１０～０．５０％である。
　なお、ＣｒとＭｏを複合して含有することにより、耐腐食摩耗性のより顕著な向上を期待できる。これは、ＣｒおよびＭｏが酸素酸として存在し得るｐＨ領域が異なり、広い範囲のｐＨを有する湿潤状態の土砂等による腐食摩耗を抑制することができるためであると推定される。
　また、耐腐食摩耗性を向上させるために、本発明では、上記した範囲のＣｒ、Ｍｏを含有し、さらに鋼中固溶Ｃｒ量および鋼中固溶Ｍｏ量が下記（１）式
０．０５≦（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）≦２．０‥‥‥（１）
（ここで、Ｃｒｓｏｌ：鋼中固溶Ｃｒ量（質量％）、Ｍｏｓｏｌ：鋼中固溶Ｍｏ量（質量％）とする。）
を満足するように、調整する。Ｃｒ、Ｍｏが炭化物等を形成し、析出物として析出すると、その析出物周辺では固溶Ｃｒ量、固溶Ｍｏ量が減少する。このため、上記したインヒビター効果が低減し、耐腐食摩耗性が低下する。本発明では、鋼中固溶Ｃｒ量（Ｃｒｓｏｌ）および鋼中固溶Ｍｏ量（Ｍｏｓｏｌ）が、上記（１）式を満足するように調節する。上記したインヒビター効果を十分に確保するためには、本発明では（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）を０．０５以上とする必要がある。一方、（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）が２．０を超えると、効果が飽和するとともに、製造コストが高騰する。なお、好ましくは（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）が０．１０～１．０である。
　なお、固溶Ｃｒ量および固溶Ｍｏ量は、以下の方法により算出することができる。鋼を、１０％アセチルアセトン電解液中で電解抽出し、得られた抽出残渣（析出物）をＩＣＰ発光分光分析法で分析する。ここで、抽出残渣中に含まれるＣｒ量を析出Ｃｒ量、抽出残渣中に含まれるＭｏ量を析出Ｍｏ量として、それぞれ定量する。この定量値を、全Ｃｒ量、全Ｍｏ量からそれぞれ差し引くことにより、固溶Ｃｒ量および固溶Ｍｏ量を求める。
　また、固溶Ｃｒ量、固溶Ｍｏ量が（１）式を満足するようにするためには、炭化物等の析出を極力抑制する必要があり、そのためには、熱履歴を調整したり、Ｎｂ量やＴｉ量の制御する必要がある。具体的には例えば、ＣｒやＭｏの炭化物等の析出する温度範囲（５００℃～８００℃）に保持される時間を極力短くすることや、ＣｒやＭｏよりも炭化物等を形成しやすいＮｂやＴｉを添加することが望ましい。
　上記した成分が、本発明の基本の成分である。本発明は、上記基本の成分に加えて、さらに、選択元素として、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓｂ：０．００５～０．２％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｃｕ：０．０３～１．０％、Ｎｉ：０．０３～２．０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、ＲＥＭ：０．０００５～０．００８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％のうちから選ばれた１種または２種以上、を選択して含有できる。
　Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖはいずれも、炭窒化物等の析出物として析出し、組織の微細化を介して靭性を向上させる元素である。本発明では、必要に応じて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
　Ｎｂは、炭窒化物として析出し、組織の微細化を介して靭性の向上に有効に寄与する元素である。このような効果を確保するために、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂの含有量は０．００５～０．１％の範囲に限定することが好ましい。なお、組織微細化の観点から、Ｎｂの含有量は０．０１２～０．０３％の範囲とすることがより好ましい。
　Ｔｉは、ＴｉＮとして析出し、固溶Ｎの固定を介して靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、粗大な炭窒化物が析出し、靭性が低下する。このため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉの含有量は０．００５～０．１％の範囲に限定することが好ましい。なお、コスト低減という観点から、Ｔｉの含有量は０．００５～０．０３％の範囲に限定することがより好ましい。
　Ｖは、炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を介し靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るために、Ｖの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖの含有量が０．１％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖの含有量は０．００５～０．１％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓｂ：０．００５～０．２％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｓｎ、Ｓｂはいずれも、耐腐食摩耗性を向上させる元素である。本発明では、必要に応じて、Ｓｎ、Ｓｂのうちから選ばれた１種または２種を含有できる。
　Ｓｎは、アノード反応によりＳｎイオンとして溶出し、インヒビター効果により腐食を抑制することで、鋼板の耐腐食摩耗性を向上させる。また、Ｓｎは、鋼板表面にＳｎを含む酸化皮膜を形成し、鋼板のアノード反応、カソード反応を抑制することで、鋼板の耐腐食摩耗性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｓｎの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎの含有量が０．２％を超えると、鋼板の延性や靱性の劣化を招く。このため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎの含有量は０．００５～０．２％の範囲に限定することが好ましい。なお、トランプエレメントの低減という観点から、Ｓｎの含有量は０．００５～０．１％の範囲とすることがより好ましい。
　Ｓｂは、鋼板のアノード反応を抑制するとともに、カソード反応である水素発生反応を抑制することで鋼板の腐食を抑制し、耐腐食摩耗性を向上させる。このような効果を充分に得るためには、Ｓｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂの含有量が０．２％を超えると靭性の劣化を招く。このため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂの含有量は０．００５～０．２％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、０．００５～０．１％である。
　Ｃｕ：０．０３～１．０％、Ｎｉ：０．０３～２．０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂはいずれも、焼入れ性を向上させる元素である。本発明では、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
　Ｃｕは、焼入れ性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下し、製造コストも高騰する。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕの含有量は０．０３～１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、コストのより低減という観点からは、Ｃｕの含有量は０．０３～０．５％の範囲に限定することがより好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させるとともに、低温靭性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、製造コストを上昇させる。このため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量は０．０３～２．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、コストのより低減という観点からは、Ｎｉの含有量は０．０３～０．５％の範囲に限定することがより好ましい。
　Ｂは、微量含有で焼入れ性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、靭性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂの含有量は０．０００３～０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、耐摩耗鋼板の溶接に一般的に使用されるＣＯ２溶接などの低入熱溶接部における低温割れを抑制する観点からは、Ｂの含有量は０．０００３～０．００１５％の範囲に限定することがより好ましい。
　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％のうちから選ばれた１種または２種以上
　ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇはいずれも、Ｓと結合し硫化物系介在物を生成する元素であるため、ＭｎＳの生成を抑制する元素である。本発明では、必要に応じてＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇのうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
　ＲＥＭは、Ｓを固定し、靱性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るために、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭの含有量が０．００８％を超えると、鋼中介在物量が増加し、かえって靱性の低下を招く。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭの含有量は０．０００５～０．００８％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。
　Ｃａは、Ｓを固定し、靱性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るために、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、鋼中介在物量が増加し、かえって靱性の低下を招く。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａの含有量は０．０００５～０．００５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００５～０．００３０％である。
　Ｍｇは、Ｓを固定し、靱性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るために、Ｍｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．００５％を超えると、鋼中介在物量が増加し、かえって靱性の低下を招く。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇの含有量は０．０００５～０．００５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００５～０．００４０％である。
　さらに、本発明の耐摩耗鋼板は、上記の成分組成を有し、焼入れままマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト（γ）粒径が３０μｍ以下である組織を有する。なお、ここでいう「主相」とは、面積率で９０％以上を占める相をいうものとする。
　焼入れままマルテンサイト相：面積率で９０％以上
　焼入れままマルテンサイト相の相分率が、面積率で９０％未満では、所望の硬さを確保できず、耐摩耗性が低下し、所望の耐摩耗性を確保できない。また、十分な低温靭性を確保できない。また、焼戻しマルテンサイトでは、焼戻しによってセメンタイトが生成する際にＣｒおよびＭｏがＦｅと共に炭化物を形成し、耐食性確保に有効な固溶ＣｒおよびＭｏが減少してしまう。このため、マルテンサイト相は焼戻しをしない焼入れままマルテンサイトとする。なお、焼入れままマルテンサイトの面積率は、好ましくは９５％以上である。
　旧γ粒径：３０μｍ以下
　焼入れままマルテンサイト相が面積率で９０％以上を確保できても、旧γ粒径が３０μｍを超えて粗大となると、やはり低温靭性が低下する。なお、旧γ粒径は、ピクリン酸腐食液で腐食した組織を光学顕微鏡（倍率：４００倍）で観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１の規定に準拠して、求めた値を用いるものとする。
　上記した組成、組織を有する本発明の耐摩耗鋼板は、ブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０以上である。
　表面硬さ：ブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０以上
　表面硬度がブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０未満では、耐摩耗鋼板としての寿命が短くなる。なお、ブリネル硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４３（２００８）の規定に準拠して測定するものとする。
　次に、本発明耐摩耗鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　上記した組成の鋼素材を、所定の温度を保持している場合には冷却せずにそのまま、あるいは冷却して再加熱したのち、熱間圧延して、所望の寸法形状の鋼板とする。
なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はない。上記した組成の溶鋼を、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。なお、造塊－分塊圧延法で鋼素材としてもよいことは言うまでもない。
　再加熱温度：９５０～１２５０℃
　再加熱温度が９５０℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて圧延負荷が過大となり、熱間圧延ができなくなる場合がある。一方、１２５０℃を超える高温では、結晶粒の粗大化が著しくなり、所望の高靭性を確保できなくなる。このため、再加熱温度は９５０～１２５０℃の範囲に限定することが好ましい。
　再加熱された鋼素材は、あるいは再加熱することなく所定の温度を保持した鋼素材は、ついで、熱間圧延を施して、所望の寸法形状の鋼板とする。熱間圧延条件はとくに限定する必要はない。熱間圧延終了後、直ちに焼入れる直接焼入れ処理（ＤＱ）を施すことが好ましい。なお、焼入れ開始温度は、Ａｒ３変態点以上の温度とすることが好ましい。焼入れ開始温度をＡｒ３変態点以上の温度とするためには、熱間圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上の温度である８００～９５０℃の範囲とすることが好ましい。また、焼入れの冷却速度は、マルテンサイト相が形成される冷却速度以上であればとくに限定されない。
　また、冷却停止温度は、Ｍｓ点以下の温度とすることが好ましい。より好ましくは、焼入れままマルテンサイト相が自己焼戻しされることを防止するため、３００℃以下である。さらに好ましくは、２００℃以下である。
　また、熱間圧延終了後、直ちに焼入れる直接焼入れ処理に代えて、熱間圧延終了後放冷したのち、所定の加熱温度に再加熱し、さらに焼入れる再加熱焼入処理（ＲＱ）としてもよい。なお、再加熱焼入温度としては、８５０～９５０℃とすることが望ましい。再加熱後の焼入れの冷却速度は、マルテンサイト相が形成される冷却速度以上であればとくに限定されない。また、冷却停止温度は、Ｍｓ点以下の温度とすることが好ましい。より好ましくは、焼入れままマルテンサイト相が自己焼戻しされることを防止するため、３００℃以下である。さらに好ましくは、２００℃以下である。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳型に鋳造し、１５０ｋｇｆ鋼塊（鋼素材）とした。これら鋼素材を、表２、３に示す再加熱温度に加熱したのち、表２、３に示す条件で熱間圧延し、ついで熱間圧延終了後直ちに焼入れ（直接焼入れ）する直接焼入れ処理（ＤＱ）を行った。一部の鋼板では、熱間圧延終了後空冷し、さらに表２、３に示す加熱温度に再加熱したのち、焼入れする再加熱焼入れ処理（ＲＱ）を行った。
　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、シャルピ－衝撃試験、耐腐食摩耗試験を実施した。なお、得られた鋼板から、電解抽出用試験片を採取し、１０％ＡＡ電解液（１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メチルアルコール電解液）中で電解し、残渣を抽出した。得られた抽出残渣について、ＩＣＰ発光分光分析法を用いて、抽出残渣中に含まれるＣｒ、Ｍｏ量を分析し、析出物となっているＣｒ量およびＭｏ量を算出した。ついで、全Ｃｒ量から析出物となっているＣｒ量、および、全Ｍｏ量から析出物となっているＭｏ量を、それぞれ差し引き、固溶Ｃｒ量（Ｃｒｓｏｌ）、固溶Ｍｏ量（Ｍｏｓｏｌ）をそれぞれ求めた。
　試験方法は次のとおりとした。
　（１）組織観察
　得られた鋼板の板厚１／２位置から、観察面が圧延方向に対して垂直断面となるように組織観察用試験片を採取した。試験片を研磨し、ピクリン酸腐食液で腐食させて旧γ粒を現出させたのち、光学顕微鏡（倍率：４００倍）で観察した。各１００個の旧γ粒の円相当径を測定し、得られた値を算術平均した。この平均値をその鋼板の旧γ粒径とした。
　また、得られた鋼板の板厚１／２位置から、板面に平行に薄膜状試片（透過電子顕微鏡組織観察用試験片）を採取した。試験片を研削、研磨（機械研磨、電解研磨）により薄膜とした。次いで、透過電子顕微鏡（倍率：２００００倍）により各２０視野観察し、セメンタイトの析出していない領域を焼入れままマルテンサイト相領域として、その面積を測定した。組織全体に対する割合（％）で表示し、これを焼入れままマルテンサイト分率（面積率）とした。
　（２）表面硬さ試験
　得られた鋼板から、表面硬さ測定用試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４３（２００８）の規定に準拠し、表面硬さＨＢＷ１０／３０００を測定した。硬さ測定は、１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
　（３）シャルピ－衝撃試験
　得られた鋼板の板厚１／２位置で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）の規定に準拠して、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）からＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は－４０℃とし、吸収エネルギーｖＥ－４０（Ｊ）を求めた。なお、試験片本数は各３本とし、その算術平均を当該鋼板の吸収エネルギーｖＥ－４０とした。ｖＥ－４０が３０Ｊ以上である鋼板を、「母材低温靱性」に優れる鋼板と評価した。なお、板厚１０ｍｍ未満の鋼板については、１／２ｔサブサイズシャルピー試験片を用いた（ｔ：板厚）。１／２ｔサブサイズシャルピー試験片の場合には、ｖＥ－４０が１５Ｊ以上である鋼板を、「母材靱性」に優れる鋼板と評価した。
　（４）耐腐食摩耗試験
　得られた鋼板の表層１ｍｍの位置から摩耗試験片（大きさ：１０ｍｍ厚×２５ｍｍ幅×７５ｍｍ長さ）を採取した。これら試験片を摩耗試験機に装着し、摩耗試験を実施した。
摩耗試験片は、試験機回転子の回転軸と垂直に、かつ２５ｍｍ×７５ｍｍの面が回転円の円周接線方向となるように、取り付けたのち、試験片および回転子を外槽で覆い、内部に摩耗材を導入した。摩耗材は、平均粒径０．６５ｍｍの硅砂および濃度が１５０００質量ｐｐｍとなるよう調製したＮａＣｌ水溶液を、硅砂とＮａＣｌ水溶液の重量比が３：２となるよう混合したものを用いた。
　試験条件は、回転子：６００回／分、外槽：４５回／分として、それぞれ回転させて行った。回転子の回転数が、計１０８００回となるまで回転させたのち、試験を終了した。試験終了後、各試験片の重量を測定した。そして、試験後重量と初期重量との差（＝重量減少量）を算出し、引張り強さ４００ＭＰａ級一般構造用圧延鋼材ＳＳ４００（Rolled steels for general structure, Tensile strength 400MPa class ）　(ＪＩＳ　Ｇ３１０１)（従来例）の重量減少量を基準値とし、耐摩耗比（＝（基準値）／（試験片の重量減少量））を算出した。耐摩耗比が１．５以上である場合を「耐腐食摩耗性に優れる」と評価した。
　得られた結果を表４、５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明例はいずれも、表面硬さがＨＢＷ１０／３０００で３６０以上の表面硬さ、ｖＥ－４０：３０Ｊ以上（１／２ｔ試験片の場合は１５Ｊ以上）の優れた低温靱性および耐摩耗比：１．５以上の優れた耐腐食摩耗性を有している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、表面硬さが低いか、低温靱性が低下しているかあるいは耐腐食摩耗性が低下しているか、あるいはそれらの２つ以上が低下している。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％を含み、
    さらに、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｍｏ：０．０５～１．０％のうちから選ばれた１種または２種を含み、かつ鋼中固溶Ｃｒ量および鋼中固溶Ｍｏ量が下記（１）式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    焼入れままマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である組織を有し、
    さらに、表面硬さが、ブリネル硬さＨＢＷ１０／３０００で３６０以上であることを特徴とする低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板。
    ０．０５≦（Ｃｒｓｏｌ＋２．５Ｍｏｓｏｌ）≦２．０‥‥‥（１）
    ここで、Ｃｒｓｏｌ：鋼中固溶Ｃｒ量（質量％）、Ｍｏｓｏｌ：鋼中固溶Ｍｏ量（質量％）とする。
  2. 　上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
  3. 　上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓｂ：０．００５～０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有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。
  4. 　上記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０３～１．０％、Ｎｉ：０．０３～２．０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の耐摩耗鋼板。
  5. 　上記組成に加えてさらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５～０．００８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の耐摩耗鋼板。
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