(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
C ：0.18〜0.30％、              Si：0.1〜1.0％、
Mn：0.2〜1.5％、                P ：0.020％以下、
S ：0.005％以下、               Al：0.01〜0.1％、
N ：0.006％以下、               Cr：0.2〜1.5％、
Ti：0.030〜0.10％、             B ：0.0003〜0.0030％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ti量が0.020％以上であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置における組織が、低温変態生成相を体積率で90％以上含む組織であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が25℃で400以上500以下であり、かつ表面から板厚方向に0.5mmの位置で25℃におけるビッカース硬さHVRTと250℃におけるビッカース硬さHV250の差ΔHV＝HVRT−HV250が20以下であることを特徴とする耐摩耗鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、mass％で、V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種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。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.03％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。
【請求項４】
鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板とするに当たり、
前記鋼素材が、mass％で、
C ：0.18〜0.30％、              Si：0.1〜1.0％、
Mn：0.2〜1.5％、                P ：0.020％以下、
S ：0.005％以下、               Al：0.01〜0.1％、
N ：0.006％以下、               Cr：0.2〜1.5％、
Ti：0.030〜0.10％、             B ：0.0003〜0.0030％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
前記熱間圧延が、加熱温度：1200℃以上1300℃以下に加熱し、圧延終了温度：900℃以上とする熱間圧延とし、熱間圧延終了後板厚表面温度で820℃以上の温度から焼入れすることによって、固溶Ti量が0.020％以上であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置における組織が、低温変態生成相を体積率で90％以上含む組織であるとともに、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が25℃で400以上500以下であり、かつ表面から板厚方向に0.5mmの位置で25℃におけるビッカース硬さHVRTと250℃におけるビッカース硬さHV250の差ΔHV＝HVRT−HV250が20以下である鋼板を得ることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、mass％で、V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種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。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.03％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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建設機械、産業機械、造船、土木、建築等の鋼構造物の部材用として好適な、耐摩耗鋼板およびその製造方法に係り、とくに、鋼板が岩石等との摩擦により高温化する場合等の耐摩耗性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
建設機械、産業機械、土木等用で、とくに鉱山での掘削や土木作業用など、土、砂、岩石等と激しく接触する部材では、摩耗のため頻繁な交換が必要となる。そのため、そのような部材には耐摩耗鋼板が使用され、部材の長寿命化が図られてきた。しかし、激しい接触に伴って摩擦熱が生じる場合には、部材を構成する鋼板の温度が一時的に150〜300℃程度まで上昇するとされている。このような環境下で使用される部材では、部材硬さが低下し、摩耗が急速に進行して、早期に部材の交換が必要となる。このようなことから、部材温度が高温となる環境下で使用される部材用として、300℃程度までの温度域での耐摩耗性に優れた耐摩耗鋼板が強く要望されていた。
【０００３】
このような要望に対し、例えば特許文献１には、質量％で、C：0.13〜0.18％、Si：0.5％以上1.0％未満、Mn：0.2〜0.8％、Cr：0.5〜2.0％、Mo：0.03〜0.30％、Nb：0.03％超0.10％以下、Al：0.01〜0.20％、B：0.0005〜0.0030％、N：0.010％以下を含み、含有する合金元素量の関係式である、ＨＩ値が0.7以上、Ceqが0.50超である、鋼片または鋳片を1200℃以上に加熱し、960〜900℃における累積圧下率が30〜65％となる熱間圧延を行ない、900℃以上で熱間圧延を終了し、そのまま板厚中心部における冷却速度が5℃/ｓ以上となるように200℃以下まで加速冷却するか、あるいは冷却したのちに、Ac3変態点以上の温度に再加熱し、板厚中心部における冷却速度が5℃/ｓ以上となるように200℃以下まで加速冷却する耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、25℃におけるブリネル硬さが360〜440HBで、高温耐摩耗性及び曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板が得られるとしている。特許文献１に記載された技術では、CrおよびMoを含有したうえで、Nbを0.03％超0.1％以下と多量に含有することに特徴があり、これにより高温耐摩耗性が向上するとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第4590012号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、Nb含有量が0.03％超と高いため、一般的に知られているように、圧延負荷が高くなり、製造性が低下するという問題がある。
【０００６】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、圧延負荷を過度に増加させることなく、使用中に部材を構成する鋼板の温度が150〜300℃程度の高温となる環境下での耐摩耗性に優れる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。なお、本発明が対象とする耐摩耗鋼板は、常温（25℃）で、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が400〜500である、HB450クラスの耐摩耗鋼板である。
【０００７】
なお、ここでいう「高温となる環境下での耐摩耗性」（以下、「高温での耐摩耗性」ともいう）は、部材を構成する鋼板の温度で250℃までの耐摩耗性をいう。そして、ここでいう「高温での耐摩耗性に優れる」とは、室温RT（：25℃）におけるビッカース硬さHVRTと試験温度：250℃におけるビッカース硬さHV250の差ΔHV（＝HVRT−HV250）が、20以下である場合をいうものとする。なお、高温の硬さは、ビッカース硬度計（加熱装置付き）を用い、所望の温度（250℃）に保持し、JIS Z 2252「高温ビッカース硬さ測定方法」の規定に準拠して、荷重：1kgf（試験力：9.8N）で、表面から板厚方向に0.5mmの位置で測定した値を用いるものとする。
【０００８】
なお、本発明者らは、ラバーホイール試験機を用いて、室温で摩耗試験を行った場合、摩耗面の温度が最大250℃程度になること、また、軟鋼を基準とし、耐摩耗比（軟鋼の摩耗量／当該試験片の摩耗量）を求め、得られた耐摩耗比と、別途測定した、室温RT（：25℃）におけるビッカース硬さHVRTと250℃におけるビッカース硬さHV250の差ΔHVとの関係を求め、ΔHVが20以下であれば、耐摩耗比が4.0以上と優れた耐摩耗性を確保できることを確認している。また、ラバーホイール試験機を用いて室温で摩耗試験を行った場合に、耐摩耗比が4.0以上であれば、使用中に部材を構成する鋼板の温度が150〜300℃程度の高温になる環境下においても耐摩耗性に優れていることを確認している。
【０００９】
また、本発明耐摩耗鋼板は、部材の長寿命化の観点から厚肉部材の要求が高いことに鑑み、板厚10mm以上170mm以下の厚肉鋼板を対象とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、摩耗面が高温となる環境下での耐摩耗性（高温での耐摩耗性）に及ぼす各種要因について鋭意研究した。本発明者らは、まず、「高温での耐摩耗性」は、高温硬さに大きく影響されること、「高温での耐摩耗性」の向上のためには、高温硬さの低下を抑制することが、まず肝要であることに思い至った。そして、更なる研究により、本発明者らは、高温硬さの低下抑制には、析出したTi（Ti析出物）ではなく、固溶状態のTiが有効であることを新規に見出した。
【００１１】
本発明者らの検討結果によれば、通常の岩石等の採掘に伴う部材（鋼板）の温度上昇は、最大で300℃程度である。このような温度域での硬さ（高温硬さ）の低下を抑制するためには、Tiをmass％で、0.030〜0.10％を含有させ、かつ固溶状態のTi（固溶Ti）量を0.020％以上確保する必要があることを見出した。
【００１２】
この高温硬さ低下の抑制原因については、まだ明確になっていないが、本発明者らはつぎのように考えている。300℃以下の比較的低い温度では、TiCなどの合金炭化物が析出するとは考えにくいことから、比較的多量のTiを含有させ、固溶状態のTiを所定量以上含有させることにより、Ti原子とC原子の相互作用によって転位の運動が妨げられ、その結果、この温度域（150〜300℃）での硬さ低下が抑制できたものと、考えられる。
【００１３】
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通りである。
【００１４】
（１）mass％で、C：0.18〜0.30％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.2〜1.5％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.006％以下、Cr：0.2〜1.5％、Ti：0.030〜0.10％、B：0.0003〜0.0030％を含み、固溶Ti量が0.020％以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、表面から板厚方向に0.5mmの位置において、低温変態生成相を体積率で90％以上含む組織を有し、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が400〜500であること特徴とする耐摩耗性に優れる耐摩耗鋼板。
【００１５】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。
【００１６】
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.03％を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。
【００１７】
（４）鋼素材に、熱間圧延を施して鋼板とするに当たり、前記鋼素材が、mass％で、C：0.18〜0.30％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.2〜1.5％、P：0.020％以下、S ：0.005％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.006％以下、Cr：0.2〜1.5％、Ti：0.030〜0.10％、B：0.0003〜0.0030％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記熱間圧延が、加熱温度：1200℃以上1300℃以下に加熱し、圧延終了温度：900℃以上とする熱間圧延とし、該熱間圧延終了後、板厚表面温度で820℃以上の温度から焼入れすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。
【００１８】
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種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。
【００１９】
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Nb：0.005〜0.03％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。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、圧延負荷を過度に増加させることなく、HB450クラスの常温硬さを有し、かつ高温となる環境下での耐摩耗性に優れる厚肉の耐摩耗鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明耐摩耗鋼板は、高温となる環境下において優れた耐摩耗性を発揮し、ブルドーザーのバケットなど、土、砂、岩石等との摩擦、衝突などにより、部材を構成する鋼板の温度が、最大300℃程度まで上昇するような、高温環境下で使用される建設機械や産業機械などの部材用として、好適である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
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。なお、以下、とくに断わらない限り、組成におけるmass％は、単に％と記す。
【００２２】
C：0.18〜0.30％
Cは、鋼板の硬さを高め、所望の硬さを有し優れた耐摩耗性を保持する鋼板とするために重要な元素である。さらに、Cは、Ti原子との相互作用により、高温での硬さ低下を抑制し、高温となる環境下での耐摩耗性をも向上させる作用を有する、本発明において最も重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、0.18％以上の含有を必要とする。一方、0.30％を超える多量の含有は、溶接性が劣化するだけでなく、衝撃的な繰返し荷重を受けた場合には、白色層が生成しやすくなり、剥離による摩耗やき裂の発生が促進されて耐衝撃摩耗性が低下する。このようなことから、本発明ではCは0.18〜0.30％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.19〜0.25％である。
【００２３】
Si：0.1〜1.0％
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板の高強度化に寄与する有用な元素であり、このような効果を得るためには、少なくとも0.1％の含有を必要とし、強度レベルに応じてさらに含有できる。一方、1.0％を超えて含有すると、溶接性および靱性が顕著に低下する。このようなことから、Siは0.1〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.2〜0.8％である。
【００２４】
Mn：0.2〜1.5％
Mnは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、所望の硬さを確保するために、0.2％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が低下するだけでなく、中心偏析部でＰの粒界偏析を助長し、遅れ破壊の発生を助長する。さらに、1.5％を超えるMnの含有は、板厚中央部に生成するMnS量を増加させるとともにMnSを粗大化させる。そのため、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、MnS近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進されて、耐衝撃摩耗性が低下する。このようなことから、Mnは0.2〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.2％である。
【００２５】
P：0.020％以下
Pは、不可避的不純物として、粒界に偏析し、遅れ破壊の発生起点になるとともに、靱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望ましい。しかし、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002％以上とすることが好ましく、0.020％までは許容できる。なお、好ましくは0.010％以下である。
【００２６】
S：0.005％以下
Sは、MnS（硫化物系介在物）を形成して母材の低温靭性や延性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。また、0.005％を超えてS量が増加すると、板厚中央部に粗大なMnSが生成し、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合にはMnS近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が低下するという悪影響を及ぼす。このようなことから、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.002％以下である。
【００２７】
Al：0.01〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、脱酸剤として溶鋼脱酸プロセスにおいてもっとも汎用的に使われる。また、Alは、鋼中の固溶Nを固定してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。また、固溶Nを低減させて靱性の低下を抑制し、さらに遅れ破壊の発生を抑制する作用も有する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有する必要がある。一方、0.１％を超えて含有すると、板厚中央部に生成するAlNおよびAl2O3の量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、AlNおよびAl2O3近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、Alは0.01〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
【００２８】
N：0.006％以下
Nは、Ti等の窒化物形成元素と結合し、TiN等の窒化物を形成する元素であり、本発明では鋼板中の固溶Ti量を減少させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.006％までは許容できる。このため、Nは0.006％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下である。
【００２９】
Cr：0.2〜1.5％
Crは、鋼の焼入れ性を向上させ、鋼板の硬さを高める作用を有する元素である。このような効果を得て、所望の硬さを確保するために、0.2％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、母材の靭性、延性および溶接性を低下させる。このため、Crは0.2〜1.5％の範囲に限定した。なお、板厚50mmまでの板厚中心部において所望の硬さを確保できる焼入れ性を具備させるためには、0.7％以上含有することが好ましい。
【００３０】
Ti：0.030〜0.10％
Tiは、本発明においてもっとも重要な元素の一つであり、Cとの相互作用により、高温における硬さの低下を抑制する。また、NをTiNとして固定し、固溶Nを低減してBNの形成を防止し、焼入れ性向上に必要な固溶Bの確保に寄与する。このような効果を得るためには、Tiは0.030％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有しても、製造工程において粗大なTiCとして析出する割合が多くなるだけで、経済的に不利となるうえ、母材靭性が低下する。このため、Tiは、0.030〜0.10％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.08％以下である。
【００３１】
B：0.0003〜0.0030％
Bは、微量の含有で焼入れ性を顕著に向上させ、母材の高硬度化に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上含有する必要がある。一方、0.0030％を超える含有は、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす。このため、Bは0.0003〜0.0030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0025％である。
【００３２】
なお、本発明耐摩耗鋼板では、Tiを上記した範囲で含み、かつ0.020％以上のTiを固溶状態で含む。
【００３３】
固溶Ti：0.020％以上
本発明では、Tiを鋼板中に析出させず、積極的に固溶させる。これにより、部材温度：最大300℃までの高温において、Ti原子とC原子との相互作用により鋼板硬さの低下を抑制し、300℃までの高温となる環境において優れた耐摩耗性を保持できる。固溶Ti量が0.020％未満では、耐摩耗性の向上代が少なく、含有量に見合う効果を期待できなくなる。このため、Tiの固溶量（固溶Ti量）は0.020％以上に限定した。なお、好ましくは0.025％以上である。
【００３４】
なお、固溶Ti量はつぎのようにして求めるものとする。鋼板から電解抽出用試験片を採取して、10％AA（10％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）溶液を利用した電解抽出法で抽出した析出物について、ICP発光分析法で析出物中のTi量を測定して、試験片中の全Ti質量に対する質量％で表示し、析出Ti量（質量％）とし、含有全Ti量から析出Ti量を差し引いた値を、固溶Ti量とした。なお、電解抽出に際しては、定電流電解（約20mA/cm2）し、残渣をフィルター（孔径：0.2μm）で捕集した。
【００３５】
上記した成分が基本の成分であるが、この基本の組成に加えてさらに、必要に応じて選択して、V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種、および/または、Nb：0.005〜0.03％を含有できる。
【００３６】
V：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種
V、Moはいずれも、鋼の焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３７】
Vは、鋼の焼入れ性向上に寄与する元素であり、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、1.0％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Vは0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜0.2％である。
【００３８】
Moは、Vと同様に、鋼の焼入れ性向上に寄与する元素であり、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、1.0％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Moは0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02〜0.6％である。
【００３９】
Nb：0.005〜0.03％
Nbは、炭窒化物として析出し、組織を微細化して、靱性の向上と、遅れ破壊の発生抑制に寄与する元素である。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、0.03％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出する。粗大な炭窒化物の析出は、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が低下する。このため、含有する場合には、Nbは0.005〜0.03%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.25％である。
【００４０】
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。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.01％以下、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下が許容できる。
【００４１】
つぎに、本発明耐摩耗鋼板の組織について説明する。
【００４２】
本発明耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、表面から板厚方向に0.5mmの位置において、低温変態生成相を体積率で90％以上含む組織を有し、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さが400〜500 HBW10/3000である鋼板である。
【００４３】
ここでいう低温変態生成相とは、下部ベイナイト相、マルテンサイト相および冷却過程で自己焼き戻しされた焼戻ベイナイト相、焼戻マルテンサイト相をいうものとする。低温変態生成相が90％未満では、上記した所望の硬さを保持することができない。なお、低温変態生成相は、好ましくは95％以上、より好ましくは98％以上である。
【００４４】
なお、下部ベイナイト相、マルテンサイト相はいずれも、微細な細長い結晶粒（ラス）が並んだラス状組織を呈する。しかし、下部ベイナイト相は、ラス中に微細な鉄炭化物（セメンタイト）が析出し、マルテンサイト相はラス中に鉄炭化物（セメンタイト）の析出がない。また、下部ベイナイト相と自己焼戻マルテンサイト相、自己焼戻ベイナイト相とは、いずれもラス状組織を呈し、ラス中のセメンタイトの析出状態は同様で、これらの相を組織観察によって区別することは困難である。そこで本発明では、ラス状組織を呈する、下部ベイナイト相、マルテンサイト相、焼戻ベイナイト相および焼戻マルテンサイト相をまとめて、低温変態生成相として扱うこととした。いずれの相であっても、上記した所望の硬さが得られれば、優れた耐摩耗性を確保できる。
【００４５】
低温変態生成相以外の第二相は、ラス境界に粗大な鉄炭化物が析出した上部ベイナイト相、フェライト相、パーライトが例示できる。しかし、耐摩耗性向上のため、所望の硬さを保持するという観点からは、できるだけ低減することが望ましく、体積率で10％以下（0％を含む）とすることが好ましい。
【００４６】
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。
【００４７】
本発明では、鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板とする。
【００４８】
鋼素材の製造方法は、常用の方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はないが、上記した組成のうち、固溶Ti量を除く組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００４９】
得られた鋼素材には、冷却することなくそのまま圧延するか、あるいは、温片のままで加熱炉に装入し若干の保熱を行った後に直ちに圧延するか、など、直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスがいずれも適用できる。これらのプロセスは、Tiを固溶させるという観点からも好ましい。
【００５０】
また、得られた鋼素材を、一旦、室温まで冷却し、再加熱したのち、熱間圧延を施してもよい。鋼素材をいったん室温まで冷却した後、再加熱する場合には、加熱温度（再加熱温度）は1200〜1300℃とすることが好ましい。
【００５１】
再加熱温度：1200〜1300℃
再加熱温度が1200℃未満では、鋳造後の冷却中に生成した粗大なTiを含む炭窒化物および硫化物が十分に溶解せず、所望の固溶Ti量を確保することが難しい。一方、1300℃を超える高温では、加熱時のスケール生成により表面疵が生じやすく、熱間圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材を再加熱する場合の加熱温度は、1200〜1300℃の範囲とする。なお、好ましくは1250℃以上である。
【００５２】
また、鋼素材を室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入し、さらに再加熱してもよい。その場合も、室温まで冷却して再加熱する場合と同様に、加熱温度は1200〜1300℃とすることが好ましい。
【００５３】
加熱された鋼素材は、熱間圧延を施されて、所定の板厚、形状の鋼板とされる。
【００５４】
熱間圧延は、圧延終了温度が900℃以上となる圧延とする。なお、熱間圧延の圧下条件は、所定の板厚・形状の鋼板とすることができればよく、とくに限定する必要はない。ただし、板厚が70mmを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が15％となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
【００５５】
圧延終了温度：900℃以上
圧延終了温度はTiCの析出を抑制し、所望の固溶Ti量を確保するという観点から、900℃以上とする。仕上圧延温度が900℃を下回ると、熱間圧延中および熱間圧延直後にTiを含む炭化物が、圧延により導入された転位により歪誘起析出する。このため、所望の固溶Ti量を確保できなくなる。このようなことから、圧延終了温度は900℃以上に限定した。なお、圧延中または圧延後に合金炭化物の析出抑制という観点から、好ましくは950℃以上である。
【００５６】
熱間圧延終了後、冷却を開始し、焼入れする焼入れ処理（直接焼入れ処理）を施す。
【００５７】
焼入れ処理は、熱間圧延終了後、表面温度で、820℃以上の温度から冷却を開始する。冷却開始温度が820℃未満では、フェライト相等の第二相が生成しやすくなり、所望の低温変態生成相を有する組織を得ることができなくなる。また、フェライト相への変態に伴い、Tiを含む炭化物がフェライト中に析出するため、固溶Ti量が減少し、所望の固溶Ti量を確保できなくなる。なお、好ましくは冷却開始温度は850℃以上である。
【００５８】
焼入れのための冷却は、鋼板表面に高圧の高速水流を噴射して、板厚中心部温度で好ましくは200℃以下まで行うことが好ましい。また、水中に浸漬する方法としてもよい。なお、本発明範囲内の組成を有する鋼板が、少なくとも鋼板の板厚方向の所定の位置で、所望量の低温変態生成相を含む組織を保持するためには、板厚50mmの鋼板で板厚中心部における800〜500℃の平均冷却速度が、10℃/s以上となる冷却能を有する冷却装置を用いることが好ましい。
【００５９】
以下、さらに実施例に基づき、本発明について説明する。
【実施例】
【００６０】
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で肉厚：200mmのスラブ（鋳片：鋼素材）とし、室温まで冷却した。得られた鋼素材をついで、表２に示す加熱温度に再加熱し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、板厚：40mmの鋼板（厚鋼板）とした。そして、熱間圧延終了後、直ちに焼入れする、直接焼入れ処理を施した。なお、板厚中心位置における800〜500℃の間の平均冷却速度は約15℃/sであった。
【００６１】
得られた鋼板から、試験片を採取し、組織観察、固溶Ti量測定、常温硬さ試験、高温硬さ試験、摩耗試験（ラバーホイール試験）を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（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た。圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）を観察面として、組織観察用試験片を研磨し、腐食液（ナイタール液）で腐食したのち、光学顕微鏡（倍率：400倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて、鋼板表面から0.5mmの位置で、組織を観察し、各5視野以上撮像した。得られた組織写真に基づき、画像解析して、組織の同定、および組織分率（体積率）の算出を行った。なお、下部ベイナイト相、マルテンサイト相、焼戻ベイナイト相および焼戻マルテンサイト相をまとめて低温変態生成相とした。
（２）固溶Ti量測定
得られた鋼板から電解抽出用試験片を採取して、10％AA（10％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）溶液を利用した電解抽出法で、析出物を抽出した。なお、電解抽出に際しては、定電流電解（約20mA/cm2）とし、得られた残渣をフィルター（孔径：0.2μm）で捕集し、混合融剤で融解し、ICP発光分析法でTiを分析し、析出物中のTi量とし、試験片中の全Ti質量に対する質量％で表示して、析出Ti量（質量％）とした。そして、全Ti量から析出Ti量を差し引いた値を、固溶Ti量とした。
（３）常温硬さ試験
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取した。硬さ測定用試験片の表面から、板面に平行に切削、研削して、表面から板厚方向に0.5mmの位置を現出させ、測定面とした。その測定面について、JIS Z2243(1998)に準拠し、ブリネル硬度計で、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重：3000kgf（試験力：29.42kN）で、各5箇所で硬さ測定を行ない、その算術平均を、各鋼板のブリネル硬さHBW10/3000とした。
（４）高温硬さ試験
得られた鋼板から、常温（室温）硬さおよび高温硬さ測定用試験片を採取し、鋼板表面から板厚方向に0.5mmの位置で板面に平行な面が測定面となるように、調整した。そして、ビッカース硬度計（加熱装置付き）を用い、所望の温度（250℃）に保持して、JIS Z 2252の規定に準拠して、荷重：1kgf（試験力：9.8N）で、250℃におけるビッカース硬さHV250を測定した。なお、室温RT（：25℃）におけるビッカース硬さHVRTは、JIS Z 2244の規定に準拠して、荷重：1kgf（試験力：9.8N）で、測定した。なお、測定点は各5点とし、その平均を当該鋼板の値とした。得られたビッカース硬さHVRTとビッカース硬さHV250から、ΔHV（＝HVRT−HV250）を算出し、ΔHVが20以下である場合を高温での耐摩耗性に優れるとして「○」と評価した。それ以外は、高温での耐摩耗性が低下しているとして「×」と評価した。
（５）摩耗試験
得られた鋼板から、摩耗試験片（ｔ（板厚）×20×75mm）を採取し、ASTM G 65の規定に準拠して、ラバーホイール試験を摩耗砂を使用して実施した。試験前後に摩耗試験片の重量を測定し、試験前と試験後の摩耗試験片の重量差から、摩耗試験片の摩耗量を測定した。得られた結果を、軟鋼（SS400）板の摩耗量を基準（1.0）として、耐摩耗比（＝（軟鋼板の摩耗量）/（当該鋼板の摩耗量））で評価した。耐摩耗比が大きいほど、耐摩耗性に優れているが、本発明では4.0以上を耐摩耗性に優れているとして「○」と評価した。それ以下は「×」とした。
【００６２】
なお、摩耗試験中の摩耗面の温度は、摩耗試験片内部の複数点で、熱電対を取り付けて測定し、それらから外挿することにより求めた。摩耗試験開始後、5分で摩耗面の温度は一定となり、約250℃となった。
【００６３】
得られた結果を表３に示す。
【００６４】
【表１】
0006350340.tif 000002
【００６５】
【表２】
0006350340.tif 000003
【００６６】
【表３】
0006350340.tif 000004
【００６７】
本発明例はいずれも、所望のHB450クラスの硬さを有し、しかも高温での硬さ低下が抑制され、所望の優れた高温での耐摩耗性を満足する耐摩耗鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、ΔHVが20を超えて、高温での硬さ低下が大きくなり、耐摩耗比が4.0未満と耐摩耗性が低下している。