(57)【要約】【課題】耐摩耗性と靱性の両方に優れた耐摩耗厚鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２〜１．６％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：２．５〜３０％、Ａｌ：０．００１〜０．３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５を満たすことを特徴とする、耐摩耗厚鋼板が提供される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２〜１．６％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：２．５〜３０％、Ａｌ：０．００１〜０．３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５を満たすことを特徴とする、耐摩耗厚鋼板。
【請求項２】
平均粒径が２０〜３００μｍであるオーステナイト粒を含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｏ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項４】
Ｓ含有量が、質量％で０．０００１〜０．０１％であり、ＯおよびＳの含有量（質量％）がＯ／Ｓ≧１．０を満たすことを特徴とする、請求項３に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項５】
ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−６．５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５を満たすことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項６】
質量％で、Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、およびＣｏ：３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項７】
質量％で、Ｃｒ：５％以下をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項８】
質量％で、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうち１種または２種を含むさらに含有することを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項９】
質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、およびＴａ：０．３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項１０】
質量％で、Ｂ：０．３％以下をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項１１】
質量％で、Ｎ：１％以下をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
【請求項１２】
下記式（ｉ）で表されるＣＩＰが３．２以上であることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５      （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、前記耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗部材に用いられる板厚３ｍｍ以上であって熱間圧延を行って製造する耐摩耗厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来の耐摩耗用途の厚鋼板は、特許文献１などに開示されるような０．１〜０．３％程度のＣを含有する鋼を焼入れして金属組織をマルテンサイトにすることで製造されている。そのような鋼板のビッカース硬度は４００〜６００Ｈｖ程度と顕著に高く、耐摩耗性に優れる。しかし、マルテンサイト組織は大変硬いために曲げ加工性や靭性が劣る。また、硬さを増加させるためにＣを多く添加するが、０．２％以上添加すると溶接割れが発生する可能性がある。
【０００３】
一方、耐摩耗性と延性を併せ持つ素材として高Ｍｎ鋳鋼が用いられている。高Ｍｎ鋳鋼はマトリックスがオーステナイトであるために延性や靭性が良好である。しかし、高Ｍｎ鋳鋼は、岩石の衝突などにより表面部が塑性変形を受けると、変形双晶や条件によっては加工誘起マルテンサイト変態が生じて、表面部の硬さだけが著しく高くなる特性を有している。このため衝撃面の耐摩耗性が向上しても中心部はオーステナイトのままなので延性や靭性を優れた状態のまま保持できる。
【０００４】
このような高Ｍｎ鋳鋼としては、ＪＩＳ  Ｇ５１３１に定められたものや、さらにＣ量やＭｎ量を高めて機械的性質、耐摩耗性の向上を図ったものが数多く提案されている（特許文献２〜８等を参照）。
【０００５】
これらの高Ｍｎ鋳鋼では、耐摩耗性の改善のためにＣ量を１％以上に高くしている場合が多い。そのような鋼では、延性や靭性に優れたオーステナイトといえども炭化物が多く析出するなどのために延性や靭性が低下する場合がある。また、オーステナイトを安定化するために多量のＭｎを添加する必要があり合金コストが過大になるという欠点がある。
【０００６】
このような多量のＭｎやＣの添加を回避する方法として加工誘起マルテンサイトを利用する高Ｍｎ鋳鋼の製造方法が特許文献９で提案されている。前述した高Ｃ、高Ｍｎのオーステナイト系耐摩耗鋼の耐摩耗性を向上させる主な機構が、岩石等の衝突時に鋼板表面部に導入される強加工によって生じるオーステナイトの双晶変形で鋼板表面部に顕著な加工硬化を生じさせるものであるのに対し、特許文献９に記載の方法は、表面部の強加工によって主にオーステナイトを高炭素のマルテンサイトに加工誘起変態させるものである。高炭素のマルテンサイトの硬さはＣ量に比例して増加することが知られており、大変に硬い組織であることからオーステナイト系耐摩耗鋼と比較してＣ量を低減することができる。また、オーステナイト系耐摩耗鋼ほどオーステナイトを安定化する必要が無いのでＭｎも低減することが可能となるものである。
【０００７】
しかしながら、特許文献９によれば、高靭化を目的とする細粒化のために８５０〜１２００℃における０．５〜３時間の均質化処理後、５００〜７００℃へ冷却した後３〜２４時間のパーライト化処理、続いて８５０〜１２００℃へ再び加熱するオーステナイト化処理、そしてその後の水冷といった複雑かつ長時間の熱処理が必要となっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１４−１９４０４２号公報
【特許文献２】特公昭５７−１７９３７号公報
【特許文献３】特公昭６３−８１８１号公報
【特許文献４】特公平１−１４３０３号公報
【特許文献５】特公平２−１５６２３号公報
【特許文献６】特開昭６０−５６０５６号公報
【特許文献７】特開昭６２−１３９８５５号公報
【特許文献８】特開平１−１４２０５８号公報
【特許文献９】特開平１１−６１３３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、このような実情に鑑み、耐摩耗性と靱性の両方に優れた耐摩耗厚鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
耐摩耗性や靭性を両立させるためには、まず、使用温度でオーステナイト相主体の組織であることが必要であり、α’マルテンサイトやεマルテンサイトが主体の組織にならないために必要十分なオーステナイト量の確保が必要である。
【００１１】
次に、耐摩耗性を改善するには、Ｃの含有量を１％前後に高め、岩石の衝突などによる塑性変形で双晶変形が生じて顕著な加工硬化が生じるか、または加工誘起マルテンサイト変態によって硬質のマルテンサイトが生成して表層の硬度が顕著に上昇することが必要である。このような観点から積層欠陥エネルギーとオーステナイトの安定性を適正に制御するためにＣやＭｎの添加量を制御することが必要である。
【００１２】
また、靭性の改善には、オーステナイト粒の微細化が極めて有効であり、熱間圧延によりこれを達成することができる。また、細粒化の効果はホールとペッチの関係などで知られているような「結晶粒径の−１／２乗」に比例した向上効果に加えて、オーステナイト粒界に生成する炭化物を微細に分散させる効果があり、オーステナイト粒の微細化はこれと相乗的に靭性を向上させることを見出した。
【００１３】
以上に述べたように、本発明は、鋼板の成分を適切に制御すること、および熱間圧延により結晶粒の微細化を図ることで以下の耐摩耗厚鋼板を提供するものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２〜１．６％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：２．５〜３０％、Ａｌ：０．００１〜０．３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５を満たすことを特徴とする、耐摩耗厚鋼板。
（２）平均粒径が２０〜３００μｍであるオーステナイト粒を含むことを特徴とする、（１）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（３）質量％で、Ｏ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（４）Ｓ含有量が、質量％で０．０００１〜０．０１％であり、ＯおよびＳの含有量（質量％）がＯ／Ｓ≧１．０を満たすことを特徴とする、（３）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（５）ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−６．５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５を満たすことを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（６）質量％で、Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、およびＣｏ：３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（７）質量％で、Ｃｒ：５％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（８）質量％で、Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうち１種または２種をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（７）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（９）質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、およびＴａ：０．３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（８）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（１０）質量％で、Ｂ：０．３％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（９）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（１１）質量％で、Ｎ：１％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（１２）下記式（ｉ）で表されるＣＩＰが３．２以上であることを特徴とする、（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５      （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、前記耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【発明の効果】
【００１４】
以上説明したように、本発明は、合金組成と金属組織を熱間圧延を用いて適切に制御し、結晶粒の微細化を図ることによって靭性に優れ、さらには耐摩耗性にも優れた厚鋼板を提供するものである。本発明の耐摩耗厚鋼板は、３ｍｍ程度から２００ｍｍ程度までの多様な板厚で幅５ｍ程度、長さ５０ｍ程度に製造することが可能であり、破砕機用ライナーなどの衝撃が加わる比較的小型の耐摩耗部材に限らず、極めて大型な建設機械用部材および耐摩耗構造部材として用いることができる。また、同様な特性を持つ鋼管、形鋼を製造することもできる。さらに、本発明の好適態様によれば、酸硫化物を利用して溶接部における結晶粒の粗大化を抑制することができるので、溶接部の靱性にも優れた耐摩耗厚鋼板を提供することが可能である。加えて、本発明の好適態様によれば、鋼板中に含まれる各元素の含有量が所定の関係式を満足するように当該鋼板の組成を適切に制御することにより、このような関係式を満足しない鋼板と比較して、腐食環境下における耐摩耗性が顕著に改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の耐摩耗厚鋼板について詳細に説明する。なお、本発明において「厚鋼板」とは、板厚が３ｍｍ以上であって、熱間圧延によって製造された圧延鋼板を言うものである。まず、本発明の耐摩耗厚鋼板に含まれる各成分の限定理由について説明する。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味するものである。
【００１６】
［Ｃ：０．２〜１．６％］
Ｃはオーステナイトを安定化する目的と耐摩耗性を改善する目的で添加する。耐摩耗性の改善のためには、０．２％以上の含有が必要で、特に高い耐摩耗性が必要な場合には０．８％以上含有させる。一方、Ｃの含有量が１．６％を超えると炭化物が粗大かつ多量に生成するために高い靱性を得ることができない。よって、Ｃの含有量は１．６％以下とする。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．３％］
ＳｉおよびＡｌは、通常、脱酸元素として添加したり、固溶強化のために添加したりすることが多いが、本発明では、ＣｒやＦｅ炭化物の生成を抑制するために添加する。本発明において炭化物の生成を抑制する元素を種々検討し、ＡｌおよびＳｉを所定量含有させることで炭化物の生成が抑制されることを見出した。具体的には、Ｓｉは０．０１〜２％、好ましくは０．０１〜１％の範囲で含有させ、Ａｌは０．００１〜０．３％の範囲で含有させる。０．０１％未満のＳｉ含有量および０．００１％未満のＡｌ含有量では炭化物生成の抑制効果が得られないからである。一方、２％超のＳｉ含有量および０．３％超のＡｌ含有量では粗大な介在物を発生させる可能性があり、延性および靱性の劣化をもたらすおそれがあるためである。
【００１８】
［Ｍｎ：２．５〜３０％、−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５］
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ｃとともにオーステナイトを安定にするために添加する。この目的のためにＭｎは２．５〜３０％含有させる。オーステナイト安定化の観点から１０％以上含有させることが好ましい。加えて、オーステナイト安定化の観点から、Ｍｎの含有量は、Ｃの含有量との関係で−１３．７５Ｃ＋１６．５（％）以上、−２０Ｃ＋３５（％）以下（すなわち−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋３５）とし、特には−１３．７５Ｃ＋１６．５（％）以上、−２０Ｃ＋３０（％）未満（すなわち−１３．７５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ＜−２０Ｃ＋３０）とする。オーステナイトを安定にする一方で加工誘起マルテンサイト変態も一部に生じるように適切なオーステナイトの安定性を実現するためである。なお、このオーステナイトの安定性が低い場合には初期の組織中にマルテンサイトが多く含まれるために延性や靭性が最良でない場合がある。取り分け延性や靭性を良好に保つには、Ｍｎの含有量は、Ｃの含有量との関係で−６．５Ｃ＋１６．５（％）以上（すなわち−６．５Ｃ＋１６．５≦Ｍｎ）とすることが好ましい。Ｍｎの含有量をＣの含有量との関係でこのような範囲に制御することで、初期の組織中に含まれるマルテンサイト、特にはα’マルテンサイトの量を低減することができるので、最終的に得られる厚鋼板の延性および靱性を顕著に改善することが可能となる。なお、オーステナイトの安定化に関するＣの影響は非常に大きく、また、Ｍｎは含有量が多いので、鋼板中のＣおよびＭｎ以外の添加成分の影響は無視できるほど小さい。したがって、本発明においてＭｎの含有量はＣの含有量との関係において決定すれば十分である。
【００１９】
［Ｐ：０．０５％以下］
Ｐは、一般に不純物として含有され、粒界に偏析し延性や靭性を低下させるので、できるだけ低減することが好ましく、０．０５％以下とする。Ｐの含有量の下限は０％でもよいが、過度なＰ量の低減は精錬コストの高騰を招くため、０．０００１％以上を含有させてもよい。
【００２０】
［Ｓ：０．０５％以下］
Ｓは、不純物であり、過剰に含有させると粒界に偏析したり、粗大なＭｎＳを生成し、延性や靭性を低下させるので、Ｓの含有量を０．０５％以下に制限する。Ｓの含有量の下限は０％でもよいが、後述するように、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌ）と鋼中で微細な酸硫化物を生成し、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼板の靭性、特に溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）の靭性の向上に有効であるので０．０００１％以上を含有させてもよい。なお、本発明において、「酸硫化物」とは、ＯとＳの両方を含有する化合物だけでなく、酸化物および硫化物をも包含するものである。
【００２１】
［Ｏ：０．０００１〜０．０１％、かつＭｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％のうち１種または２種以上］
Ｏに加えてＭｇ、ＣａおよびＲＥＭのいずれか１種または２種類以上を添加する場合には、Ｏを０．０００１〜０．０１％の範囲で含有させ、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭのいずれか１種または２種類以上をそれぞれ０．０００１〜０．０１％の範囲で、好ましくは合計０．０１％以下の量で含有させる。これは、鋼中にＭｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭの酸化物、さらにはこれらの元素と鋼中に含まれ得るＳとの間で酸硫化物を生成させ、鋼板、特に鋼板のＨＡＺで結晶粒が粗大にならないようにするためである。Ｏの含有量は、ＨＡＺにおける細粒化による高靭化効果を確実に得るため０．０００１％以上とする。一方、０．０１％を超えると、酸化物の粗大化や粒界への偏析により延性や靭性が却って低下するので、Ｏの含有量は０．０１％以下とする。これら酸硫化物による粒成長のピン止め効果で得られるＨＡＺのオーステナイトの結晶粒径は、数十μｍから３００μｍであり、どのような溶接条件でも３００μｍを超えることはない（ただし、鋼板のオーステナイトの結晶粒径が３００μｍを超える場合を除く。）。このようにＨＡＺを含め鋼材のオーステナイト粒径を３００μｍ以下に制御するために上記元素を添加することが好ましい。また、これらの元素が鋼中のＳと結びついて硫化物として析出する場合には、通常、高Ｍｎ鋼で多量に生成するＭｎＳの生成を抑制することができる。ＭｎＳは圧延時により顕著に延伸し、延性や靭性を著しく低下させるので、上記のピン止め効果とともにこのようなＭｎＳの生成抑制効果を得るために、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上とする。０．０００１％未満であると、酸硫化物の量が少なくピン止め効果が得られないからである。一方、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１％以下とする。０．０１％を超えると、粗大な介在物を発生させる可能性があり、延性および靱性の劣化をもたらすおそれがあるためである。
【００２２】
［Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ／Ｓ≧１．０］
上記のとおり、Ｓは、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭと酸硫化物を作り結晶粒の微細化に有効である。したがって、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭとともにＳを含有させる場合には、とりわけＨＡＺにおける細粒化による高靭化効果を得るために、Ｓの含有量は０．０００１％以上とする。一方、０．０１％以下とすることにより硫化物の粗大化や粒界への偏析が抑制されるので、Ｓを含有させる場合は、Ｓの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。また、Ｓと鋼板中に含まれるＯの含有量がＯ／Ｓ≧１．０の関係を満たす場合にその効果を最大化することができる。硫化物は酸化物に対して熱的に不安定であるため析出粒子中のＳの比率が高まると高温まで安定なピンニング粒子とならない。そこで、鋼板に含有させるＯとＳの質量比をＯ／Ｓ≧１．０、好ましくはＯ／Ｓ≧１．５、より好ましくはＯ／Ｓ≧２．０とする。このとき酸硫化物の析出状態は最良となり、鋼板のオーステナイトの結晶粒径が１５０μｍ未満であれば、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の平均粒径を１５０μｍ以下とすることができる。
【００２３】
［Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、およびＣｏ：３％以下のうち１種または２種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、マトリクスの靭性向上とオーステナイトの安定化のために添加してもよい。これらの元素は微量でも効果を奏するため、特定の下限値は規定しない。好ましくはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか１種または２種以上をそれぞれ０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上含有させる。但し、それぞれの含有量が３％を超えると靭性向上の効果が飽和し、コストも増加するので、これらの元素を含有させる場合は、各元素の含有量は３％以下、好ましくは１％以下とする。
【００２４】
［Ｃｒ：５％以下］
Ｃｒは耐食性や加工硬化特性を向上させる元素で必要に応じて５％まで含有させることができる。一方、５％を超えると粒界炭化物の析出を促進させ靭性を低下させるため、Ｃｒを含有させる場合は、Ｃｒの含有量を５％以下、好ましくは２．５％以下とする。Ｃｒの含有量の下限値は規定しないが、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。
【００２５】
［Ｍｏ：２％以下およびＷ：２％以下のうち１種または２種］
ＭｏとＷは、鋼を強化したり、オーステナイト相におけるＣの活量を低下させることでオーステナイト粒界に析出するＣｒやＦｅの炭化物の析出を抑制し、靭性や延性を改善する効果があるので必要に応じて添加してもよい。これらの元素は微量でも効果を奏するため、それぞれの含有量については特定の下限値は規定しない。ただし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、これらの元素を含有させる場合は、ＭｏおよびＷの含有量はそれぞれ２％以下、好ましくは１％以下とする。ＭｏおよびＷの含有量の下限値は規定しないが、それぞれの含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、より一層好ましくは０．１％以上とする。
【００２６】
［Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、およびＴａ：０．３％以下のうち１種または２種以上］
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａは、鋼中で炭窒化物などの析出物を作り、これが鋼の凝固時にオーステナイト粒の粗大化を抑制することで靭性の向上効果がある。また、オーステナイト中のＣやＮの活量を低下させ、セメンタイトやグラファイトなどの炭化物の生成を抑制する。さらに固溶強化や析出強化を通じて鋼の強化にも寄与する。これらの目的からＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａのうち１種または２種以上を添加することができる。なお、これらの元素は微量でも効果を奏するため、それぞれの含有量については特定の下限値は規定しない。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａのそれぞれの含有量は好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａについてはそれぞれ０．３％を超えて含有させると、析出物の粗大化が顕著となり延性や靭性が低下する。よって、これらの元素を含有させる場合の含有量はそれぞれ０．３％以下とする。特に、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａの含有量については、それぞれ０．０３％以下とすることが好ましい。また、より好ましくはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａの合計の含有量を０．０３％以下とする。
【００２７】
［Ｂ：０．３％以下］
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより粒界破壊を防止し耐力を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。なお、Ｂは微量でも効果を奏するため、含有量については特に下限値は規定しないが、粒界破壊をより確実に抑制するには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、含有量が０．３％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｂを含有させる場合は、その含有量は０．３％以下とする。
【００２８】
［Ｎ：１％以下］
Ｎは、オーステナイトの安定化と耐力向上に有効な元素である。オーステナイトの安定化元素としてＮはＣと同等の効果を有し、粒界析出による靱性劣化などの悪影響を及ぼさず、極低温での強度を上昇させる効果がＣよりも大きい。また、Ｎは窒化物形成元素と共存することによって、鋼中に微細な窒化物を分散させるという効果を有する。なお、Ｎは微量でもこれらの効果を奏するため、含有量について特に下限値は規定しないが、これらの効果を確実に発現させるためには、Ｎの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００７％以上、より一層好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎ含有量が１％を超えると靱性の劣化が著しくなるため、Ｎを含有させる場合は、Ｎの含有量は１％以下とする。好ましくは、Ｎの含有量は０．３％以下、より好ましくは０．１％以下、より一層好ましくは０．０３％以下とする。
【００２９】
本発明に係る厚鋼板において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物、特には不可避的不純物からなる。ここで、不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３０】
［オーステナイト粒の平均粒径：２０〜３００μｍ］
まず、高Ｃおよび高Ｍｎオーステナイト鋼の靭性の低下メカニズムについて説明する。当該高Ｃおよび高Ｍｎオーステナイト鋼ではＣ量が１％程度と大変高いためにオーステナイト粒界を主体に粒内にも鉄炭化物が多数生成する。これらの炭化物は鉄母相に比較して硬質であるので外力を受けた際に炭化物周囲の応力集中を高め、炭化物間あるいは炭化物周囲に亀裂が生じてやがて破壊に至る。この時、鋼を破壊に至らしめる応力集中は結晶粒径が小さいほど低下する。従って、このような破壊を抑制するためには炭化物を微細化することに加えてオーステナイト結晶粒径を微細化することが大変有効な手段となる。炭化物の成長は大変早く、これを抑制することはなかなか困難だからである。そこで、本発明では、炭化物の生成抑制にも配慮しつつ、基本的にはオーステナイト粒の微細化により靭性の向上が達成される。より具体的には、本発明で規定される化学組成を有する厚鋼板は、金属組織として主としてオーステナイト相を含み、特には体積分率で６０％以上、より好ましくは９０％以上、または、ほぼもしくは完全に１００％のオーステナイト相を含む。ここで、本発明の厚鋼板は、上記のとおり熱間圧延によって製造されるものであるため、後で詳しく説明するように、鋼板中のオーステナイト粒が当該熱間圧延によって微細化されており、よって優れた靱性を有する。本発明によれば、このような熱間圧延により、鋼板中のオーステナイト粒は、好ましくは２０〜３００μｍ、より好ましくは２０〜２００μｍ、最も好ましくは２０〜１００μｍの平均粒径を有するように制御することができる。なお、本発明の耐摩耗厚鋼板によれば、例えば、溶接によって高温にさらされた場合でさえ、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の平均粒径を２０〜３００μｍの範囲に維持することが可能であり、さらには、上記のように鋼板中のＯとＳの質量比をＯ／Ｓ≧１．０とすることで、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の平均粒径を、鋼板のオーステナイトの結晶粒径によるが、１５０μｍ以下、あるいは２０〜１５０μｍの範囲に維持することも可能である。なお、上記の下限値は、本明細書において説明される熱間圧延や酸硫化物等によるピン止め効果で達成可能なレベルを示すものである。但し、炭化物の核生成となるオーステナイト粒界を減じ、炭化物の生成を抑制することで、靭性をさらに向上させる観点からは、オーステナイト平均粒径を２０μｍ以上とすることが好ましい。一方、上記の各上限値は、同様に、本明細書において説明される熱間圧延や酸硫化物等によるピン止め効果でそれぞれ達成可能な値であり、これらの値以下にオーステナイト粒の平均粒径を制御することで−４０℃程度までの使用に対して十分な靭性を実現することができる。
【００３１】
なお、本発明において、「オーステナイト粒の平均粒径」は、圧延後の鋼板を切断し、断面の金属組織を光学顕微鏡や電子顕微鏡などにより拡大して観察することによって求められる。より具体的には、１ｍｍ×１ｍｍの視野を１００倍程度に拡大し、結晶粒径１個当たりの平均面積を求める。結晶粒径が等方的な場合（アスペクト比（長径と短径の比率が概ね１．５以内）には円相当の直径を求めこれを平均する。また、結晶粒径が異方的な場合（アスペクト比１．５超）の場合にはアスペクト比を有する楕円体相当の長径を求めこれを平均する。等方的な粒と異方的な粒が混在する時にはこれらを合算して平均することによって行う。なお、これと同等の処理であれば電子顕微鏡や後方散乱電子回折を用いた結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を用いても良い。
【００３２】
次に、上記のオーステナイト粒径の達成手段について述べる。本発明は厚鋼板に関するものであるので、結晶粒径の微細化には熱間圧延による再結晶を利用することが可能である。再結晶による結晶粒の微細化は、例えば下記（１）式のように表わされる。ここで、Ｄrexは再結晶後の平均結晶粒径、Ｄ0は再結晶前の平均結晶粒径、εは圧延による塑性歪み、ｐ、ｑ、ｒは正の定数である。
Ｄrex＝ｐ・Ｄ0q・εｒ      （１）
（１）式に従えば、圧延の塑性歪みをできるだけ大きくして、複数回圧延を行えば所定の結晶粒径を得ることができる。例えば、ｐ＝５、ｑ＝０．３、ｒ＝−０．７５のとき、初期粒径すなわち再結晶前の平均結晶粒径を６００μｍとすると、再結晶後の平均結晶粒径を３００μｍ以下とするには０．０５６以上、特に再結晶後の平均結晶粒径を１００μｍ以下とするには０．２５以上の歪みで圧延することが必要となる。また、再結晶後の平均結晶粒径を２０μｍ以上に維持するには２．１以上の歪みであれば良い。これは、目安であって実際には再結晶後の粒成長や多パス圧延の効果を考慮して微調整する必要があるが、９００〜１１００℃の温度範囲における累積圧下率が５０％以上９５％以下の熱間圧延により、概ね２０μｍ以上１００μｍ以下のオーステナイト粒の平均粒径を達成することが可能である。
【００３３】
また、上記条件に加えて熱間圧延の仕上げ温度を制御することも重要である。圧延仕上げ温度を８５０℃未満とするとオーステナイトが完全に再結晶しなかったり、再結晶しても平均結晶粒径が２０μｍ以下に過剰に微細化されてしまったりするからである。圧延仕上げ温度を８５０℃以上に保っておけばこのような懸念は発生しない。よって、圧延仕上げ温度は８５０℃以上とした。なお、完全に再結晶が行われないと金属組織中には多くの転位や変形双晶が導入され、その後の冷却で、炭化物が多量に生成してしまい延性や靭性を向上させる為にも好ましくない。
【００３４】
また、このような圧延に先立って鋼片は、１０００〜１３００℃に加熱する。１０００℃未満では圧延時の変形抵抗が大きく圧延機に過大な負荷がかかることやオーステナイト中の炭化物を完全に固溶できない場合があるので、加熱温度は１０００℃以上とする。一方、１３００℃を超えて高温に加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるとともに、オーステナイト粒が粗大化してしまい、その後に熱間圧延しても容易に細粒化できなくなるため１３００℃以下とする。
【００３５】
また、前記圧延の後には水冷を実施することが望ましい。水冷の目的は圧延後の炭化物の生成を抑制し、延性や靭性を高めるためである。炭化物は熱力学的かつ拡散可能かどうかの観点から析出可能となる５００℃〜９００℃程度までの温度範囲の滞在時間をできるだけ短くすることが必要である。このような観点から圧延終了後は可及的速やかに水冷による強制冷却を行うのが良い。その際、冷却速度は１℃／ｓ以上であることが望ましい。１℃／ｓ未満の冷却速度では、加速冷却の効果が十分には得られないからである。また、冷却はできるだけ高温側から開始するのが良いが、少なくとも炭化物が実際に析出し始める８５０℃以上の温度で開始することが望ましい。また、冷却終了温度としては５００℃以下とすることが好ましい。この温度範囲ではＦｅの拡散がほぼ起こらなくなるからである。なお、水冷による加速冷却は、上記のような炭化物の生成抑制効果だけでなく、結晶粒の成長を抑制する効果も有する。したがって、結晶粒の成長を抑制するという観点からも、前述の熱間圧延と水冷を組み合わせて実施することが好ましい。
【００３６】
上記の水冷等による加速冷却を行わない場合、例えば、熱間圧延後に空冷によって冷却した場合には、析出した炭化物を分解等するために、熱間圧延後の鋼材に熱処理を施す必要がある。このような熱処理としては溶体化処理を挙げることができる。当該溶体化処理の条件は、例えば、９００℃以上１２５０℃以下の温度に再加熱し、９００℃以上の温度から冷却速度１℃／ｓの水冷を行い、５００℃以下の温度まで冷却することである。
【００３７】
［ＣＩＰ：３．２以上］
本発明によれば、下記式（ｉ）で表されるＣＩＰが３．２以上であることが好ましい。
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５      （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
例えば、海水中などの腐食環境下では、海水などにより浸食された鋼材表面がさらに土砂などによって削られる現象が生じ得る。このような現象は、腐食作用と摩耗作用の相乗作用によって生じるものであり、腐食摩耗とも呼ばれる。鋼材においてこのような腐食摩耗を抑制し、すなわち腐食環境下における鋼材の耐摩耗性を向上させるためには、一般的には、当該鋼材の耐食性を向上させることが極めて重要である。そこで、本発明者らは、鋼板の耐食性を表す指標として上記式（ｉ）で表されるＣＩＰという指標を使用し、当該ＣＩＰが３．２以上の要件を満足するように鋼板中に含まれる各元素の含有量を本発明の範囲内で適切に制御することにより、当該要件を満足しない鋼板と比較して、腐食環境下における耐摩耗性が顕著に改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能となることを見出した。
【００３８】
より好ましくは、鋼板中に含まれる各元素の含有量をＣＩＰが８．０以上となるように本発明の範囲内で適切に制御することにより、腐食環境下における耐摩耗性がより改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能となる。なお、鋼板中に含まれる各元素の含有量をＣＩＰの上限については特に限定しないが、例えば６５．０以下、４０．０以下、３０．０以下または１６．０以下としてもよい。
【００３９】
最後に、本発明の耐摩耗厚鋼板を用いた場合の溶接条件について述べる。本発明の好ましい態様では、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭを添加しているために、これらの元素を中心とする微細析出物が鋼中に生成している。これらの微細析出物は大入熱溶接のＨＡＺにおける１４００℃を超える高温加熱に対しても安定である。したがって、そのピン止め作用により、ＨＡＺにおいてさえオーステナイト粒を３００μｍ以下、Ｏ／Ｓを１．０以上に制御した場合には、鋼板のオーステナイトの結晶粒径にもよるが１５０μｍ以下の平均結晶粒径にすることを可能とし、よって大入熱溶接を可能とする。但し、大入熱溶接では室温に冷える過程の冷却速度が遅いために炭化物が析出し、延性や靭性が低下する場合があるので、入熱量は２０ｋＪ／ｍｍ以下程度で実施することが好ましい。
【００４０】
以上、説明した成分および製造条件を満たすことにより耐摩耗性と靭性がともに優れた厚鋼板が得られる。この鋼板は、レールクロッシング、キャタピラーライナー、インペラ―ブレード、クラッシャー刃、岩石ハンマーなどの小型部材や建機、産機、土木、建築分野における耐摩耗性が必要な柱、鋼管、外板などの大型部材に使用される。
【実施例】
【００４１】
表１に示す成分組成を有するスラブを表２に示す圧延条件にて熱間圧延し、次いで必要に応じて熱処理を施した後、表２に示す製品厚を有する厚鋼板を得た。得られた厚鋼板から採取した各試験片について、オーステナイト（γ）粒の平均粒径、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、耐摩耗性および靱性、さらに腐食摩耗性をそれぞれ評価した。その結果を表２に示す。なお、各特性の具体的な評価方法は、以下のとおりである。
【００４２】
１．オーステナイト（γ）粒の平均粒径：まず、圧延板より１０ｍｍ幅×１５ｍｍ長さ×全厚の試料を切り出し、圧延の幅方向に垂直な面をアルミナ研磨後にナイタールで腐食し、約１ｍｍ×１ｍｍの視野を１００倍程度に拡大して、結晶粒径１個当たりの平均面積を求める。次に、結晶粒径が等方的な場合（アスペクト比（長径と短径の比率が概ね１．５以内）には円相当の直径を求めこれを平均する。また、結晶粒径が異方的な場合（アスペクト比１．５超）の場合にはアスペクト比を有する楕円体相当の長径を求めこれを平均する。等方的な粒と異方的な粒が混在する時にはこれらを合算して平均することによって行った。上記方法にて、母材についてオーステナイト（γ）粒の平均粒径を測定した。加えて、溶接入熱量を約１．７ＫＪ／ｍｍとしたＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）で、板厚中心部でのＦＬ（溶融線）近傍のＨＡＺ部について同様にオーステナイト（γ）粒の平均粒径を測定した。
２．降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）：圧延板の幅方向に採取したＪＩＳ１号引張試験片を用いて引張試験にて評価した。
３．耐摩耗性：摩耗材として人工硅砂（ＪＩＳ５号）２＋水１を用いた場合のスクラッチング摩耗試験（周速度３．７ｍ／ｓｅｃ、５０時間）の摩耗減量を普通鋼（ＳＳ４００）を基準に評価した。対普通鋼の摩耗量比率は、各鋼の摩耗減量を普通鋼の摩耗減量で除して求めた。
４．靭性：母材の靭性は鋼板の１／４厚位置から長さ方向に採取し、幅方向に亀裂が伝播するような方向にノッチを入れたＪＩＳ４号試験片により−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃（Ｊ））を評価した。加えて、溶接入熱量を約１．７ＫＪ／ｍｍとしたＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）で、板厚中心部でのＦＬ（溶融線）近傍のＨＡＺ部がノッチ位置となるシャルピー試験片の−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃（Ｊ））を評価した。
５．腐食摩耗性：腐食摩耗性は、摩耗材として硅砂（平均粒径１２μｍ）と海水の混合物（混合比：けい砂３０％および海水７０％）を用いて、スクラッチング摩耗試験（周速度３．７ｍ／ｓｅｃ、１００時間）を行うことにより評価した。より具体的には、得られた腐食摩耗量を、同様に試験した基準材（ＣＩＰが−３．０よりも小さいかまたは−４．０以下となる耐摩耗厚鋼板）の腐食摩耗量に対する比（腐食摩耗量比）として評価した。
【００４３】
【表１−１】
2018204109.tif 000002
【００４４】
【表１−２】
2018204109.tif 000003
【００４５】
【表２−１】
2018204109.tif 000004
【００４６】
【表２−２】
2018204109.tif 000005
【００４７】
対普通鋼の摩耗量比率が０．３０未満であり、かつ母材に関する−４０℃の吸収エネルギー値が１００Ｊ以上である場合を、耐摩耗性と靱性の両方に優れた耐摩耗厚鋼板として評価した（表１及び２中の実施例）。靭性については、母材に関する−４０℃の吸収エネルギー値が１５０Ｊ以上である場合を、より良好と評価した。一方、上記２つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。さらに、表２には、各耐摩耗厚鋼板について、基準材（実施例７の耐摩耗厚鋼板）に対する腐食摩耗量比が示されており、この値は、１．００よりも小さくなるほど、基準材に比べて腐食摩耗性がより改善されていることを意味するものである。