(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、マンガン（Ｍｎ）：２．６〜４．５％と、炭素（Ｃ）：（６−Ｍｎ）／５０≦Ｃ≦（１０−Ｍｎ）／５０と、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．０％と、ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下（０％は含まない）、バナジウム（Ｖ）：０．１％以下（０％は含まない）、チタン（Ｔｉ）：０．１％以下（０％は含まない）及びボロン（Ｂ）：０．０２％以下（０％は含まない）からなる群より選択される１種または２種以上の成分と、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物とからなり、表層部でのブリネル硬さが３６０〜４４０であることを特徴とする、耐摩耗鋼。
【請求項２】
前記耐摩耗鋼の微細組織はマルテンサイトを９０％以上含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐摩耗鋼。
【請求項３】
前記マルテンサイトの平均パケットサイズは２０μｍ以下であることを特徴とする、請求項２に記載の耐摩耗鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ブリネル硬さ３６０以上が求められる建設重機、ダンプトラック、鉱山用機械装置、コンベアなどに適用される鋼に関し、より詳細には、靭性及び溶接性に優れた耐摩耗鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在では、建設、運送、鉱山、鉄道などの産業分野で使用される耐摩耗特性が必要な装置または部品に耐摩耗鋼が用いられている。
【０００３】
耐摩耗鋼は、オーステナイト系加工硬化鋼とマルテンサイト系高硬度鋼に大別される。
【０００４】
オーステナイト系耐摩耗鋼の代表的なものとして挙げられるのは、過去１００年余り使用されたハドフィールド鋼（Ｈａｄｆｉｅｌｄ）である。ハドフィールド鋼は、マンガン（Ｍｎ）約１２％及び炭素（Ｃ）約１％を含み、その微細組織はオーステナイトを有し、鉱山産業分野、鉄道分野、軍需分野などの様々な分野で使用されている。しかし、初期降伏強度が４００ＭＰａ前後と極めて低く、一般的な耐摩耗鋼または構造鋼として適用するには制限がある。
【０００５】
一方、マルテンサイト系高硬度鋼は、高い降伏強度及び引張強度を有するため、構造材及び運送／建設機械などに広く用いられている。通常、高硬度鋼は高炭素、高合金元素を含み、十分な強度を得ることができるマルテンサイト組織を確保するために焼き入れ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）工程が必須である。代表的なマルテンサイト系耐摩耗鋼は、ＳＳＡＢ社のハルドックス（ＨＡＲＤＯＸ）シリーズであり、優れた強度及び硬度を有する。
【０００６】
一方、耐摩耗鋼は、その使用環境に応じて、アブレシブ摩耗（Ａｂｒａｓｉｖｅ  ｗｅａｒ）に対する抵抗性の大きいことが求められる場合が多く、アブレシブ摩耗に対する抵抗性を確保するためには、表層部の硬度が極めて重要である。通常、表層部を高硬度化するために、合金元素を多く添加し、このような耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼は、表層部の硬度に効果の大きい炭素を多量に含有する。しかし、炭素を多量に含有すると、溶接時、溶接部などに割れが発生しやすくなるという問題が生じる。また、製品が厚くなると、中心部まで高い硬度を得ることが困難であり、これを補うために、クロム（Ｃｒ）やモリブデン（Ｍｏ）などの硬化元素を多量に添加するが、このような高価な硬化元素の添加により、製造費用が高くなるという問題がある。さらに、製品の衝撃特性を向上させるために、高価なニッケル（Ｎｉ）を添加することもあるが、製品が厚くなると、必要なＮｉ含量が増加するため、経済的ではない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の一側面は、上述した問題点を解決するためのものであり、製造費用を増加させる高価な元素であるニッケル（Ｎｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）などの合金成分の含量を相対的に低減させ、溶接部の特性にも優れた低価の耐アブレシブ摩耗鋼に関する。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：２．６〜４．５％、炭素（Ｃ）：（６−Ｍｎ）／５０≦Ｃ≦（１０−Ｍｎ）／５０、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．０％、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含み、表層部でのブリネル硬さが３６０〜４４０であることを特徴とする耐摩耗鋼を提供する。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によると、耐摩耗性、溶接性及び靭性に優れた耐摩耗鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】マンガン含量に応じて、Ｙ形溶接割れ（Ｙ−ｇｒｏｏｖｅ）試験時、低温割れの発生を防止するための最小予熱温度を測定して示したものである。
【図２】本発明で限定するマンガンと炭素の含量範囲を示したものである。
【図３】本発明で導出された炭素含量による表層部のブリネル硬さの変化を示したものである。
【図４】本発明による高マンガン耐摩耗鋼と従来の耐摩耗鋼のＰｃ値による溶接性を示したものである。
【図５】本発明による高マンガン耐摩耗鋼と従来の耐摩耗鋼の厚さ方向のブリネル硬さの変化を示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、従来の耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼の問題点を解決すべく研究を重ねた結果、適正量のマンガンを添加し、炭素含量をマンガン含量に応じて精密制御することにより、高価なニッケル、モリブデン、クロムなどの合金成分の含量を相対的に低減させながら、耐摩耗性、靭性、溶接性などの性能を向上させた耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼を製造することができることを見出し、本発明を完成した。
【００１２】
従って、本発明は、成分系を制御してマルテンサイトが主相として含まれるようにすることで、耐摩耗性、溶接性、靭性などの性能を向上させた低炭素高マンガン耐摩耗鋼に関するものである。
【００１３】
通常、高マンガン鋼は、２．６重量％以上のマンガン含量を有する鋼のことであり、該高マンガン鋼の微細組織的特徴を利用して多様な物性組合せを構成することができ、上述した既存の高炭素高合金マルテンサイト系耐摩耗鋼が有する技術的な問題点を解決することができる。
【００１４】
高マンガン鋼におけるマンガン含量が２．６重量％以上では、連続冷却変態曲線（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｃｏｏｌｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｄｉａｇｒａｍ）上において、ベイナイトまたはフェライトの生成曲線が後方に急激に移動するため、熱間圧延または溶体化処理後に既存の高炭素耐摩耗鋼に比べて低い冷却速度でもマルテンサイトが安定的に生成される。また、マンガン含量が高いと、一般的な高炭素マルテンサイト鋼に比べて相対的に低い炭素含量でも高い硬度を得ることができるという長所がある。
【００１５】
このような高マンガン鋼の相変態特性を用いて耐摩耗鋼を製造すると、表層から内部までの硬度のバラツキが少ないという利点が得られる。マルテンサイトを得るためには、水冷などを介して鋼材を急冷するが、このとき、鋼材の表層から中心部に向かうほど冷却速度が次第に減少する。従って、鋼材が厚くなるほど、中心部の硬度が著しく低下する。既存の耐摩耗鋼の成分系を利用して製造する場合、冷却速度が遅いと、微細組織にベイナイトやフェライトなどの硬度の低い相が多く形成される。しかし、本発明のように、マンガン含量が高いと、冷却速度が遅くなっても十分にマルテンサイトが得られるため、厚い鋼材の中心部まで高い硬度を保持することができる。このような内容は下記実施例をもってより具体的に説明する。
【００１６】
しかし、比較的少量の炭素を添加しても硬度は急激に上昇するが、過度に添加すると、衝撃靭性が著しく低下する。従って、高マンガン鋼が高硬度耐摩耗鋼の要求物性を有するためには、マンガンだけでなく、炭素含量を最適化しなければならない。また、ニオブ、バナジウム、チタン、ボロンなどの合金元素をさらに添加することができ、その含量を制御して硬度、溶接性、靭性などが向上した鋼材を提供することができる。
【００１７】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明に係る耐摩耗鋼は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：２．６〜４．５％、炭素（Ｃ）：（６−Ｍｎ）／５０≦Ｃ≦（１０−Ｍｎ）／５０、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．０％、残部の鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物を含み、表層部でのブリネル硬さ（ＨＢ）が３６０〜４４０である。
【００１８】
以下では、本発明の耐摩耗鋼において、上記のように成分を制限する理由について詳細に説明する。
【００１９】
ここで、成分元素の含量はすべて重量％を意味する。
【００２０】
Ｍｎ：２．６〜４．５％
マンガン（Ｍｎ）は、本発明に添加される最も重要な元素の一つである。マンガンは、適正範囲内でマルテンサイトを安定化させる役割をすることができる。下記炭素含量の範囲内でマルテンサイトを安定化させるためには、マンガンが２．６％以上含まれることが好ましい。２．６％未満では、硬化能があまりにも足りなくてフェライトまたはベイナイトが容易に形成されるため、所望する表層部の硬度が得られない。一方、過度に添加すると、溶接時に溶接が困難となる問題点があり、特に、その含量が４．５％を超えると、マルテンサイトが形成される温度が低くなり過ぎて、溶接部で割れが容易に発生して溶接性を著しく低減させる恐れがあり、また、鋼材の製造原価が上昇する。従って、本発明は、上記のように、マンガンを２．６〜４．５％含ませることで、熱間圧延または溶体化処理後の冷却段階で安定したマルテンサイト組織を容易に確保することができる。
【００２１】
溶接性を確保することができるマンガン含量の上限値を具体的に限定するために、炭素含量を０．１％、シリコン含量を０．３％に固定した上で、マンガン含量を１．５〜６．５％の範囲で変化させながらＹ形溶接割れ試験を行った。ここで、板材の厚さは２０ｍｍに設定し、予熱温度を変化させることで、予熱温度が低温割れの発生に及ぼす影響を確認し、マンガン含量による溶接部の割れが発生しない最小予熱温度を求めて、その結果を図１に示した。
【００２２】
図１に示されたように、予熱温度を実際の製品製造工程で容易に適用できる１００℃以下に下げるためには、マンガンが４．５％以下含有されなければならないことが分かった。上記実験結果を踏まえて、溶接性を確保するためのマンガン含量の上限値は４．５％に制限する必要がある。
【００２３】
Ｃ：（６−Ｍｎ）／５０≦炭素（Ｃ）≦（１０−Ｍｎ）／５０
炭素（Ｃ）は、鋼材の表層部の硬度の確保を容易にしたり、靭性及び溶接性を低下させる側面においてマンガンと類似する効果を発揮するため、炭素含量の最適な範囲はマンガン含量に依存するようになる。そのため、本特許では、その効能が最大化される成分範囲を限定する。
【００２４】
本発明が求める表層部の硬度を十分に確保するためには、炭素を（６−Ｍｎ）／５０以上添加することが好ましい。但し、過度に添加すると、靭性及び溶接性を著しく低下させて、使用上に大きな制約が生じるため、表層部のブリネル硬さが３６０〜４４０の範囲を有するように、その上限を（１０−Ｍｎ）／５０に限定する必要がである。
【００２５】
上述したように、本発明は、表層部のブリネル硬さを３６０〜４４０の範囲に限定する耐アブレシブ摩耗用鋼材に関するもので、図２には、本発明で限定するマンガンと炭素の範囲を示した。
【００２６】
マンガン含量に応じた炭素含量の範囲を数値的に限定すべく、マンガン含量を約４％に固定し、炭素含量を０．０３〜０．１４％の範囲に変化させながら、熱間圧延及び急冷してマルテンサイト組織を得て、炭素含量の変化に応じた表層部のブリネル硬さの変化を調べた。こうして得られた結果を図３に示した。当該結果から、マンガン含量が４％程度である場合、ブリネル硬さが３６０〜４４０の範囲となるためには、炭素含量が約０．０４〜０．１２％の範囲でなければならないことが分かった。該実験結果に基づき、目標とする表層部のブリネル硬さの範囲（３６０〜４４０）を得るためには、マンガン含量に応じた炭素含量の範囲が大体（６−Ｍｎ）／５０から（１０−Ｍｎ）／５０の間の値でなければならないという結論を得ることができた。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は脱酸剤としての役割を果たし、固溶強化による強度を向上させる元素であるが、製造工程上、その下限は０．０５％であり、その含量が高いと、溶接部及び母材の靭性を低下させるため、シリコン含量の上限は１．０％に限定することが好ましい。
【００２８】
本発明による耐摩耗鋼において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程で原料または周囲環境から意図しない不純物がやむを得ずに混入されることがあるため、これは排除できない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば、誰にでも知り得るものであるため、本明細書ではそれに対して具体的に言及しない。
【００２９】
本発明の鋼材は、上記成分に下記のニオブ、バナジウム、チタン、ボロンのうち１種以上をさらに添加すると、本発明の効果をさらに向上させることができる。
【００３０】
Ｎｂ：０．１％以下（０％は含まない）
ニオブ（Ｎｂ）は固溶及び析出強化効果により強度を増加させ、低温圧延時に結晶粒を微細化させて、衝撃靭性を向上させる元素である。その含量が０．１％を超えると、粗大な析出物が生成されて却って硬度及び衝撃靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定することが好ましい。
【００３１】
Ｖ：０．１％以下（０％は含まない）
バナジウム（Ｖ）は、鉄鋼に固溶されてフェライト及びベイナイトの相変態速度を遅延させて、マルテンサイトの形成を容易にし、また、固溶強化効果により強度を増加させる。しかし、その含量が０．１％を超えると、効果が飽和し、靭性及び溶接性の劣化を引き起こし、鋼材の製造原価を著しく増大させるため、０．１％以下に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．１％以下（０％は含まない）
チタン（Ｔｉ）は、焼入れ性の向上に重要な元素であるＢの効果を極大化する元素である。即ち、チタンはＴｉＮを形成してＢＮの形成を抑制することで固溶Ｂの含量を増加させて焼入れ性を向上させ、析出されたＴｉＮはオーステナイト結晶粒を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）させて結晶粒の粗大化を抑制する。しかし、過度に添加すると、チタン析出物の粗大化により靭性が低下するなどの問題が生じるため、０．１％以下に限定することが好ましい。
【００３３】
Ｂ：０．０２％以下（０％は含まない）
ボロン（Ｂ）は、少量の添加でも材料の焼入れ性を効果的に増加させる元素であり、結晶粒界の強化による粒界破壊の抑制効果があるものの、過度に添加すると、粗大な析出物の形成などにより、靭性及び溶接性を低下させるため、０．０２％以下に限定することが好ましい。
【００３４】
上述した成分系を満たす本発明の鋼材は、熱間圧延及び冷却工程を通じて製造されてもよく、熱間圧延後の再加熱及び冷却工程を通じて製造されてもよい。上記のように製造された鋼材の微細組織の主相はマルテンサイトで、上記マルテンサイトが９０％以上含まれることが好ましい。マルテンサイトの分率が９０％未満では、本発明が意図する硬度を確保することができない。従って、マルテンサイトを９０％以上得るためには、熱間圧延または再加熱後オーステナイト状態で急冷する必要があり、そのための冷却速度は合金成分の添加量によって異なるため、一律に定義することは難しいが、本発明の成分範囲では、秒当り１５℃以上に冷却すると、９０％以上の組織がマルテンサイトになるようにすることができるため、好ましい。
【００３５】
さらに、上記マルテンサイトの平均パケットサイズは２０μｍ以下であることがより好ましい。上記パケットサイズが２０μｍ以下では、マルテンサイトの組織が微細化されて衝撃靭性がさらに向上する。パケットサイズは小さければ小さいほどよいため、その下限は特に制限しない（即ち、０μｍのみを含まない概念である）。但し、現在の技術的限界上、上記パケットサイズは通常３μｍ以上である。パケットサイズは、熱間圧延及び冷却工程を適用する場合には、仕上げ圧延温度が低いほど小さくなり、再加熱及び冷却工程を適用する場合には、再加熱温度が低いほど小さくなる。本発明の成分範囲でパケットサイズが２０μｍ以下になるようにするためには、仕上げ圧延温度は９００℃以下、加熱温度は９５０℃以下を保持することが好ましい。
【００３６】
本発明による成分範囲の鋼材に熱間圧延及び冷却または再加熱及び冷却の製造方法を適用すると、表層部のブリネル硬さが３６０〜４４０範囲となるようにすることができるとともに、シャルピー衝撃エネルギー（−４０℃）２５Ｊ以上の特性を得ることができる。
【００３７】
＜実施例＞
下表１に記載された合金成分を含有するスラブを再加熱及び熱間圧延し、高圧水で冷却するなどの一連の工程により製造された鋼種１〜１８の微細組織及びマルテンサイトのパケットサイズ、表層部のブリネル硬さ、衝撃靭性、耐摩耗性、溶接性などを測定して表２に示した。本発明により製造された耐摩耗鋼と比較するために、鋼種１９は、従来の方法により製造されたブリネル硬さ４００級の耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼の合金成分を有する。
【００３８】
鋼種１〜１１は、本発明で限定する成分範囲に含まれる鋼種である。しかし、鋼種１２はマンガン含量が本発明で限定する範囲を超える鋼種であり、鋼種１３はマンガン含量が本発明で限定する範囲に達していない鋼種である。鋼種１４及び１５は炭素含量が本発明で限定する範囲を超える鋼種であり、鋼種１６及び１７は炭素含量が本発明で限定する範囲に達していない鋼種である。また、鋼種１８は、炭素及びマンガンは本発明で限定する範囲に含まれるが、シリコン含量が本発明で限定する範囲を超える鋼種である。一方、鋼種６〜９には、ニオブ、バナジウム、チタン、ボロンなどの微量合金元素がさらに含有されている。
【００３９】
表１に記載された鋼種の成分を有するインゴットを、実験室で真空誘導溶解炉で製造し、熱間圧延により７０ｍｍ厚のスラブを得た。このスラブを利用して、粗圧延及び仕上げ圧延を経て１３ｍｍ厚の板材を製造した。熱間圧延された材料を直ぐに高圧水を噴射する加速冷却装置に通過させて急冷した。試験用途に応じて、仕上げ圧延温度を調整し、微細組織を変化させるために冷却水の圧力を調整した。
【００４０】
【表１】
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【００４１】
こうして得られた板材の微細組織、表層部の硬度、衝撃靭性、耐摩耗性、溶接性などを評価するために、試験に適した形の試片を製造した。微細組織は光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、表層部の硬度は表面から２ｍｍ程度の深さに研削した後、ブリネル硬さ試験機を用いて測定した。耐摩耗性は、ＡＳＴＭＧ６５に記載された方法で実験し、減量した重さを測定して比較した。溶接性の評価には、Ｙ形溶接割れ試験法を用い、予熱はしなかった。Ｙグルーブ溶接をした後、溶接部の割れ有無を顕微鏡で観察した。
【００４２】
本実施例で用いられた試片は、熱間圧延後直ぐに急速冷却してマルテンサイトを得る工程で製造されたが、設備によっては、熱間圧延後に一般冷却をし、別途の熱処理設備を用いて再加熱してから、急速冷却してマルテンサイトを得る場合もある。従来、後者が耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼の製造方法に用いられたが、最近では、納期を短縮し、製造原価を低減させるために、前者の方法、即ち、直接焼入れ法（Ｄｉｒｅｃｔ  Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）で製造する場合もある。本発明は、上記二つの製造方法の両方に適用することができる。
【００４３】
【表２】
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【００４４】
上記表２に示されたように、鋼種１〜９は発明材であり、鋼材の成分が本発明の成分範囲を満たしており、ブリネル硬さが３６０〜４４０の範囲内であることが分かる。このうち、ニオブやバナジウムを添加した場合（鋼種６、７、９）は硬度がさらに上昇し、特に、ニオブを添加した場合（鋼種６、９）にはパケットサイズも小さく、その結果、相対的に高い衝撃靭性を示した。チタンとボロンを複合添加した場合（鋼種８、９）にも高い衝撃靭性を示し、特に、ニオブ、バナジウム、チタン、ボロンを全て添加した鋼種９は、最も高い衝撃靭性を示した。
【００４５】
耐摩耗性試験の結果は、耐摩耗性は、大体ブリネル硬さに依存しており、微細組織におけるベイナイトの分率が高い場合には、耐摩耗性が著しく低下した。
【００４６】
鋼種１０〜１８は比較材で、成分や微細組織が本発明の範囲から外れており、ブリネル硬さ、衝撃靭性、溶接性などの性能が低下した。
【００４７】
鋼種１０は、成分は本発明の範囲を満たすが、圧延後の冷却速度が遅い場合であって、最終微細組織のマルテンサイトの分率が７５％と低く、残りはベイナイトであった。この場合、ブリネル硬さが本発明で限定する範囲より低く、特に耐摩耗性が著しく劣化した。
【００４８】
鋼種１１は、微細組織が１００％マルテンサイトであるが、パケットサイズが２８μｍと粗大であり、衝撃靭性が低かった。
【００４９】
一方、鋼種１２は、マンガン含量が本発明で限定する範囲より多く添加されたものであって、硬度及び衝撃靭性はよいが、Ｙ形溶接割れ試験時に割れが発生した。
【００５０】
鋼種１３は、逆に、マンガン含量が本発明で限定する範囲より少なく添加されたものであって、硬化能が低くて、高圧水で加速冷却しても３０％程度のベイナイトが形成された。その結果、表層部の硬度が本発明の範囲より低く、これにより、耐摩耗性も著しく低下するという問題が生じた。
【００５１】
鋼種１４及び１５は、炭素含量が本発明で限定する範囲を超えるものであって、硬度値も範囲を超えており、特に、衝撃靭性が低くて、Ｙ形溶接割れ試験時に割れが発生した。
【００５２】
鋼種１６は、炭素含量が本発明で限定する範囲より低いものであって、マルテンサイトの分率が９０％と低くて、硬度が低くなった。
【００５３】
鋼種１７も炭素含量が本発明で限定する範囲より低いものであって、マルテンサイトの分率は本発明で限定する範囲に含まれるが、炭素含量が低くて、硬度が低くなった。
【００５４】
鋼種１８は、シリコンが本発明で限定する範囲より多く添加されて表層部の硬度が範囲から外れて高く、Ｙ形溶接割れ試験時に割れが発生した。
【００５５】
これまで、耐アブレシブ摩耗用耐摩耗鋼に必要な微細組織を得るために、通常、ニッケル、モリブデン、クロムなどを多く使用してきたが、本発明では製造原価を低減させるために、これらの合金元素と類似する性能を発揮するが、値段の安いマンガンを主な成分として選択した。
【００５６】
また、図４に示されたように、マンガンが耐摩耗鋼の溶接性を向上させる優れた効果を同時に有するため、本発明では、マンガンを最も重要な硬化能要素として採択した。
【００５７】
図４は、一般耐摩耗鋼と本発明で考案された高マンガン耐摩耗鋼の溶接性を比較したものである。一般耐摩耗鋼とは、現在市販されている耐摩耗鋼のことで、高マンガン耐摩耗鋼とは、本発明による成分範囲及び製造方法を満たす耐摩耗鋼のことである。数多い種類の合金組成と製品の厚さで、Ｙ形溶接割れ試験を行い、溶接部の割れの発生有無を観察した。また、溶接時の予熱の影響度を評価するために、広い範囲で予熱して試験を行った。
【００５８】
図４において、横軸であるＰｃ値は、合金成分、溶接棒の水素含量、及び板材の厚さによって決まり、以下の数式で表される。
【００５９】
［数１］
ＰＣ＝ＰＣＭ＋Ｈ／６０＋ｔ／６００
【００６０】
ここで、ＰＣＭは合金成分により決まる値で、以下の数式で表され、Ｈはグリセリン法で測定された拡散性水素量（ｍｌ／１００ｇ）、ｔは板材の厚さである。
【００６１】
[数２]
ＰＣＭ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００６２】
図４に示したデータにおいて、実線で示したのは、本発明における高マンガン耐摩耗鋼のＹ形溶接割れ試験結果であり、点線で示したのは、一般耐摩耗鋼のＹ形溶接割れ試験の結果である。当該図面から、本発明による高マンガン鋼は、一般耐摩耗鋼に比べて、割れ未発生領域が右側に偏っていることが明確に分かる。これは、同じＰＣ値の場合、高マンガン鋼が一般耐摩耗鋼に比べてＹ形溶接割れ試験時に割れが発生し難いことを意味する。
【００６３】
また、図５は、本発明による成分系で製造した耐摩耗鋼（鋼種３）と通常の技術で製造した耐摩耗鋼（鋼種１９）の厚さ方向の硬度分布を測定した結果を示したものである。このとき、製品の厚さはともに５０ｍｍに設定した。
【００６４】
図５に示されたように、本発明による耐摩耗鋼は、厚さ方向の硬度分布が一定であるが、通常の技術で製造された比較材は、中心部で硬度が著しく低下することが分かる。中心部に向かうほど、硬度が低下すると、耐摩耗鋼の全体的な使用寿命が短縮される結果をもたらすことになる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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