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JP2012031511A - 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板 - Google Patents

多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板 Download PDF

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圭治 植田
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Abstract

【課題】多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性に優れる耐磨耗鋼板を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２％、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ：０．４０〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、必要に応じてＷ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有し、ＤＩ＊（＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１））：４５〜１８０、Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐ≦０．４７でミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、建築用機械、産業用機械、造船、鋼管、土木、建築等に供して好適な板厚４ｍｍ以上の耐磨耗鋼板に係り、特に、多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れるものに関する。
建築用機械、産業用機械、造船、鋼管、土木、建築等の鉄鋼構造物や機械、装置等に熱間圧延鋼板が用いられる際には、鋼板の磨耗特性が要求されることがある。従来、鋼材として優れた耐磨耗性を保有するためには、硬度を高めることが一般的であり、マルテンサイト単相組織とすることにより飛躍的に高めることが可能である。また、マルテンサイト組織自体の硬さを上昇させるために、固溶Ｃ量を増加することが有効である。
そのため、耐磨耗鋼板は一般的に低温割れ感受性が高く、溶接部靭性に劣るため、溶接鋼構造物に使われる場合、岩石や土砂などと接触する鋼部材の表面にライナーとして貼り合わせて使用される場合が一般的であった。例えば、ダンプのベッセルでは、軟鋼を用いて溶接施工により組み立てた後、土砂と接するベッセル表面にのみ耐磨耗鋼板を張り合わせて利用される場合がある。
しかしながら、溶接構造物を組み立てた後、耐磨耗鋼板を張り合わせる製造方法では、製作の手間や製造コストが増大するため、溶接構造物の強度部材として適用可能な溶接性、溶接部靭性に優れることが望まれ、例えば特許文献１〜５の耐磨耗鋼板が提案されている。
特許文献１は、耐遅れ破壊性に優れた耐磨耗性鋼板とその製造方法に関し、耐遅れ破壊特性を改善するため、低Ｓｉ−低Ｐ−低Ｓ−Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ系組成に、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ及びＣａの一種又は二種以上を含有する鋼を直接焼入れし、必要に応じて焼戻しすることが記載されている。
特許文献２は、耐磨耗性が高い鋼と鋼製品の製造方法に関し、０．２４〜０．３Ｃ−Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ系において、これら元素の含有量からなるパラメータ式を満足する組成で、５〜１５体積％の残留オーステナイトを含むマルテンサイトまたはマルテンサイトベイナイト組織を有し、耐磨耗性を向上させた鋼が記載され、当該成分の鋼をオーステナイト化温度〜４５０℃の間を冷却速度１℃／秒以上で冷却することが記載されている。
特許文献３は、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐磨耗鋼材ならびにその製造方法に関し、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを必須とする成分組成と表層が焼戻しマルテンサイトで内質部が焼戻しマルテンサイトおよび焼戻し下部ベイナイト組織で、肉厚方向と圧延方向の旧オーステナイト粒径比を規定した鋼材と、当該成分組成の鋼を９００℃以下で累積圧下率５０％以上で熱間圧延後、直接焼入れ焼戻しすることが記載されている。 特許文献４は、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐磨耗鋼材ならびにその製造方法に関し、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを必須とする成分組成と、表層がマルテンサイトで、内質部がマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織または下部ベイナイト単相組織で、板厚中央部における旧オーステナイト粒径に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径の比で表される旧オーステナイト粒の展伸度を規定した鋼材と、当該成分組成の鋼を９００℃以下で累積圧下率５０％以上で熱間圧延後、直接焼入れすることが記載されている。
特許文献５は、溶接性、溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐磨耗鋼およびその製造方法に関し、４〜９ｍａｓｓ％のＣｒを必須元素とし、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種を含有し、特定成分からなるパラメータ式を満足する鋼と、当該成分組成の鋼を９５０℃以下で累積圧下率３０％以上で熱間圧延後、再加熱焼入れ処理を施すことが記載されている。
特開平５−５１６９１号公報 特開平８−２９５９９０号公報 特開２００２−１１５０２４号公報 特開２００２−８０９３０号公報 特開２００４−１６２１２０号公報
ところで、板厚が４ｍｍ以上の鋼板による溶接継手の場合、多層盛溶接されることが多いが、溶接部において、先行する溶接パスによるボンド部が、後続の溶接により再加熱されて、靱性が顕著に劣化する領域が出現し、特に、耐磨耗鋼板では、１層目の溶接によるボンド部が、後続の溶接により３００℃前後に再加熱された場合、低温焼戻し脆化により顕著に靭性が劣化する。
低温焼戻し脆化は、マルテンサイト中の炭化物の形態変化と、不純物元素等の粒界偏析の相乗作用によるものと考えられ、結晶粒が粗大で、かつ固溶Ｎを多量に含有するボンド部においては顕著となる。このような低温焼戻し脆化温度に再加熱された領域においては、遅れ破壊が発生しやすいことも指摘されている。
特許文献１、２には耐磨耗鋼において溶接部の靭性を向上させることは記載されておらず、特許文献３、４も母材の靭性向上を目的にミクロ組織を規定するものである。特許文献５は溶接性、溶接部の耐磨耗性については検討されているが、溶接部靭性の向上を目的とするものではなく、特許文献１〜５等で提案されている耐磨耗鋼では、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性の双方を改善するには至っていない。
そこで、本発明は、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことなく、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性に優れる耐磨耗鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を達成するため、耐磨耗鋼板を対象に、多層盛溶接部の靱性と耐遅れ破壊特性を確保するため、鋼板の化学成分、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．優れた耐磨耗特性を確保するためには、鋼板の基地組織をマルテンサイトとすることが必須である。このためには、鋼板の化学組成を厳格に管理し、焼入れ性を確保することが重要である。
２．優れた多層盛溶接部靱性を達成するためには、溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制することが必要であり、このためには鋼板中に微細な析出物を分散し、ピンニング効果を活用することが有効である。このためにはＴｉ、Ｎの管理が重要である。
３．初層のボンド部における、固溶Ｎを低減することは、後続の溶接による低温焼戻し脆化の抑制に有効である。このためには、固溶ＮをＢＮとして固定するためにＢを厳格に管理することが重要である。
４．溶接熱影響部の低温焼戻し脆化温度域で優れた靱性を確保し、遅れ破壊を抑制するためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐなどの合金元素量を適正に管理することが重要である。
本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が４５以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）
×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
（１）式において、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）。
２．鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、Ｗ：０．０５〜１．０％を含有することを特徴とする１記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
３．鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
４．鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、ＲＥＭ：０．００８％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
５．表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する１乃至４のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
６．１乃至５のいずれか一つに記載の鋼板で、焼入れ性指数ＤＩ＊が１８０以下の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
７．１乃至６のいずれか一つに記載の鋼板で、（２）式を満足する多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐ≦０．４７・・・・・（２）
（２）式において、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）。
本発明によれば、多層盛溶接部で優れた靱性および耐遅れ破壊特性を有する耐磨耗鋼板が得られ、鋼構造物作製時の製造効率や安全性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
Ｔ形すみ肉溶接割れ試験を説明する図 溶接部のシャルピー衝撃試験片の採取位置
本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］以下の説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．２０〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの硬度を高め、優れた耐磨耗性を確保するために重要な元素でその効果を得るため、０．２０％以上の含有を必要とする。一方、０．３０％を超えて含有すると溶接性が劣化するだけでなく、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しにより靱性が劣化する。このため、０．２０〜０．３０％の範囲に限定する。好ましくは、０．２０〜０．２８％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高硬度化する効果を有する。さらに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。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。一方、１．０％を超えて含有すると、多層盛溶接部の靱性が顕著に劣化するため、０．０５〜１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０７〜０．５％である。
Ｍｎ：０．４０〜１．２％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の硬度を確保するために０．４０％以上は必要である。一方、１．２％を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が劣化するだけでなく、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊の発生を助長する。このため、０．４０〜１．２％の範囲に限定する。好ましくは、０．４０〜１．１％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐが０．０１０％を超えて含有すると、粒界に偏析し、遅れ破壊の発生起点になるとともに、多層盛溶接部の靱性を劣化させる。このため、０．０１０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、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％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００５％を上限として低減することが望ましい。
Ｃｒ：０．４０〜１．５％
Ｃｒは本発明において重要な合金元素であり、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有するとともに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。これは、Ｃｒの含有により、鋼板中でのＣの拡散が遅延され、低温焼戻し脆化の発生する温度域に再加熱された時に、マルテンサイト中の炭化物の形態変化が抑制されるためである。このような効果を有するためには、０．４０％以上の含有が必要である。一方、１．５％を超えて含有すると、効果が飽和し、経済的に不利になるとともに、溶接性が低下する。このため、０．４０〜１．５％の範囲に限定する。好ましくは、０．４０〜１．２％である。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。さらに、多層盛溶接部におけるボンド部の低温焼戻しによる靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、０．０５％以上とする。しかし、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とする。このため、０．０５〜１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．１〜０．８％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、炭窒化物として析出し、母材および多層盛溶接部のミクロ組織を微細化するとともに、固溶Ｎを固定して、多層盛溶接部の靱性改善と、遅れ破壊の発生抑制の効果を兼備する重要な元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０２５％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。このため、０．００５〜０．０２５％の範囲に限定する。好ましくは、０．００７〜０．０２３％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、固溶Ｎを固定してＴｉＮを形成することにより、多層盛溶接部のボンド部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎ低減による低温焼戻し温度域における靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０３％を超えて含有すると、ＴｉＣを析出し母材靱性を劣化する。このため、０．００５〜０．０３％の範囲に限定する。好ましくは、０．００７〜０．０２５％である。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、多層盛溶接部のボンド部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎ低減による低温焼戻し温度域における靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。一方、０．１％を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定する。好ましくは、０．０１〜０．０７％である。
Ｎ：０．００１５〜０．００６０％
ＮはＴｉと結合してＴｉＮとして析出して、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し高靭化に寄与する。このような効果を有するＴｉＮの必要量を確保するために、０．００１５％以上のＮを含有する必要がある。一方、０．００６０％を超えて含有すると、溶接時にＴｉＮが溶解する温度まで加熱される領域では、固溶Ｎ量が増加し、低温焼戻し温度域における靱性劣化が顕著になる。このため、Ｎは０．００１５〜０．００６０％に限定する。好ましくは、０．００２０〜０．００５５％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。さらに、溶接時にＴｉＮが溶解する温度まで加熱される領域では、固溶ＮをＢＮとして固定し、後続の溶接による低温焼戻し温度域における靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、０．０００３％以上とすることが好ましいが、０．００２０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、０．００２０％以下とする。好ましくは、０．０００５〜０．００１８％である。残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
本発明では、更に特性を向上させるため、上記基本成分系に加えて、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。
Ｃｕ：１．５％以下
Ｃｕは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．１％以上とすることが好ましいが、１．５％を超えると効果が飽和し、熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、１．５％以下とする。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．１％以上とすることが好ましいが、２．０％を超えると効果が飽和し、経済的に不利になるため、２．０％以下とする。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上とすることが好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とする。
ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。ＲＥＭを添加する場合は、０．００２％以上とすることが好ましいが、０．００８％を超えても効果が飽和するため、０．００８％を上限とする。
Ｃａを添加する場合は、０．０００５％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。
Ｍｇを添加する場合は、０．００１％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・（１）
各元素記号は含有量（質量％）とする。
本パラメータ：ＤＩ＊（焼入れ性指数）は上述した成分組成の範囲内で、母材の基地組織をマルテンサイトとし、優れた耐磨耗性を有するために規定するもので、本パラメータの値を４５以上とする。４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。
本パラメータの値が１８０を超えるようになると母材の基地組織はマルテンサイトで耐磨耗性は良好であるが、溶接部の低温靭性が劣化するようになるので、１８０以下とすることが好ましい。より好ましくは、５０〜１６０の範囲とする。
Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐ≦０．４７・・・（２）
各元素記号は含有量（質量％）とする。
母材の基地組織をマルテンサイトとし、溶接施工を行ったときにボンド部および低温焼戻し脆化域のいずれのおいても優れた靭性を有する成分組成とする場合、上述した成分組成の範囲内で、本パラメータ：Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐの値を０．４７以下とする。０．４７を超えても、母材の基地組織はマルテンサイトで耐磨耗性は良好であるが、溶接部の靭性が、顕著に劣化するようになる。好ましくは、０．４５以下である。
［ミクロ組織］
本発明では、耐磨耗特性を向上させるため、鋼板のミクロ組織の基地相をマルテンサイトに規定する。マルテンサイト以外のベイナイト、フェライトなどの組織は、耐磨耗性が低下するため出来るだけ混合しないほうが好ましいが、面積分率が１０％未満であれば、その影響が無視できる。また、鋼板の表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上とすることが望ましい。
なお、本発明に係る開発鋼では、溶接熱影響部のボンド部のミクロ組織は、マルテンサイトおよびベイナイトの混合組織である。マルテンサイトおよびベイナイト以外のフェライトなどの組織は、耐磨耗性が低下するため出来るだけ混合しないほうが好ましいが、面積分率が２０％未満であれば、その影響が無視できる。
さらに、本発明に係る開発鋼では、ボンド部の靭性を確保するためには、ＮｂおよびＴｉの炭窒化物は１μm以下の平均粒径のものが１０００個／ｍｍ２以上存在し、旧オーステナイトの平均結晶粒径が２００μｍ未満であり、かつ傾角が１５°以上の大角粒界で囲まれた下部組織の平均結晶粒径が７０μm未満であることが好ましい。
本発明に係る耐磨耗鋼は以下の製造条件で製造することが可能である。説明において、温度に関する「℃」表示は、板厚の１／２位置における温度を意味するものとする。上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
次いで、得られた鋼素材を、冷却することなく直後に、または冷却した後に９５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、所望の板厚の鋼板とする。熱間圧延直後に水冷し、あるいは、再加熱して焼入れを行う。その後、必要に応じて、３００℃以下での焼戻しを実施する
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、１０００〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に焼入れ（ＤＱ）をし、その他の鋼板については、圧延後空冷し、再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。
得られた鋼板について、表面硬度測定、母材靭性測定、耐磨耗性評価、Ｔ形すみ肉溶接割れ試験（耐遅れ破壊特性評価）、溶接部再現熱サイクル試験、実継手の溶接部靭性試験を下記の要領で実施した。
[表面硬度１]
表面硬度測定はＪＩＳ Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度（表層のスケールを除去した後に測定した表面の硬度）を測定した。測定は直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
[母材靭性１]
各鋼板の板厚１／４位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度０℃は温暖地域での使用を考慮して選定した。
試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０と言う場合がある。）の３本の平均値が３０Ｊ以上を母材靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
[耐磨耗性１]
耐磨耗性は、ＡＳＴＭ Ｇ６５の規定に準拠し、ラバーホイール試験を実施した。試験片は１０ｍｍｔ（ｔ：板厚）×７５ｍｍｗ（ｗ：幅）×２０ｍｍＬ（L：長さ）（板厚が１０ｍｍｔ未満の場合は、ｔ（板厚）×７５ｍｍｗ×２０ｍｍＬ）とし、磨耗材に１００％ＳｉＯ２磨耗砂を使用して実施した。
試験前後での試験片重量を測定し、磨耗量を測定した。試験結果は、軟鋼板（ＳＳ４００）の磨耗量を基準（１．０）として、耐磨耗比：（軟鋼板の磨耗量）／（各鋼板の磨耗量）で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れていることを意味し、本発明範囲では、耐磨耗比４．０以上を耐磨耗性に優れるものとした。
[遅れ破壊１]
Ｔ形溶接割れ試験は、図１の通りにＴ形に組み立てた試験体を被覆アーク溶接にて拘束溶接を実施した後、室温（２５℃×湿度６０％）もしくは、１００℃に予熱した後、試験溶接を実施した。
溶接方法は、被覆アーク溶接（溶接材料：ＬＢ５２ＵＬ（４．０ｍｍΦ）で、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施した。試験後、４８時間室温で放置した後、試験板の溶接部断面観察サンプル（ビード長２００ｍｍを５等分）を５枚採取し、溶接熱影響部での割れの発生の有無を投影機および光学顕微鏡により調査した。予熱なし、および、予熱１００℃とも、採取した各５枚の断面サンプルにおいて、溶接熱影響部で割れの発生が全くないものを耐遅れ破壊特性に優れるとして評価した。
[溶接部靭性１−１]
溶接再現熱サイクル試験は、溶接入熱１７ｋＪ／ｃｍの２層炭酸ガスアーク溶接を行った場合の溶接熱影響部のボンド部の低温焼戻しを模擬した。１層溶接（初層）のボンド部を１４００℃で１秒間保持し、８００〜２００℃の冷却速度を３０℃／ｓとし、次に２層溶接（後続の溶接）による低温焼戻しとして、３００℃で１秒間保持し、３００〜１００℃を５℃／ｓで冷却する熱サイクルを施した。
圧延方向から採取した角棒状試験片に高周波誘導加熱装置で上述した熱サイクルを付与した後、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）に準じてＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験は試験温度を０℃として各鋼板について各温度３本の試験片で行った。
吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が３０Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
[溶接部靭性１−２]
さらに、実継手の靭性を確認するため、被覆アーク溶接（入熱１７ｋＪ／ｃｍ、予熱１５０℃、パス間温度１５０℃、溶接材料：ＬＢ５２ＵＬ（４．０ｍｍΦ））で多層盛溶接継手（レ開先）を作製した。
溶接継手から、シャルピー衝撃試験片を表面下１ｍｍの位置より採取した。ノッチ位置は、レ開先で鋼板表面に垂直な開先側のボンドとした。このようにして採取した試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）に準じてＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。図２にシャルピー衝撃試験片の採取位置、ノッチ位置を示す。
実継手のＶノッチシャルピー衝撃試験は試験温度を０℃として３本の試験片で行った。吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が３０Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
表２に供試鋼板の製造条件を、表３に上記各試験の結果を示す。本発明例（鋼Ｎｏ．１〜５）は、表面硬度が４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、耐磨耗性に優れ、０℃の母材靭性が３０Ｊ以上を有し、さらに、Ｔ形すみ肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性においても優れた靭性を有し、多層盛溶接部靭性に優れていることが確認された。
一方、成分組成が本発明範囲外の比較例（Ｎｏ．６〜１９）は、表面硬度、耐磨耗性、Ｔ形溶接割れ試験、母材靭性、再現熱サイクルシャルピー衝撃試験、実継手シャルピー衝撃試験のいずれか、あるいはその複数が目標性能を満足できないことが確認された。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表４に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、１０００〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に焼入れ（ＤＱ）をし、その他の鋼板については、圧延後空冷し、再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。
得られた鋼板について、表面硬度測定、母材靭性測定、耐磨耗性評価、Ｔ形すみ肉溶接割れ試験（耐遅れ破壊特性評価）、溶接部再現熱サイクル試験、実継手の溶接部靭性試験を下記の要領で実施した。
[表面硬度２]
表面硬度測定はＪＩＳ Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度（表層のスケールを除去した後に測定した表面の硬度）を測定した。測定は直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
[母材靭性２]
各鋼板の板厚１／４位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃および−４０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度０℃は温暖地域での使用を、試験温度−４０℃は寒冷地域での使用を考慮して選定した。
試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０と言う場合がある。）の３本の平均値が３０Ｊ以上でかつ、試験温度−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０と言う場合がある。）の３本の平均値が２７Ｊ以上を母材靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。なお、板厚が１０ｍｍ未満の鋼板に関しては、サブサイズ（５ｍｍ×１０ｍｍ）のＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、３本の吸収エネルギー（ｖＥ０）の平均値が１５Ｊ以上でかつ、３本の吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の平均値が１３Ｊ以上を母材靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
[耐磨耗性２]
耐磨耗性は、ＡＳＴＭ Ｇ６５の規定に準拠し、ラバーホイール試験を実施した。試験片は１０ｍｍｔ（ｔ：板厚）×７５ｍｍｗ（ｗ：幅）×２０ｍｍＬ（L：長さ）（板厚が１０ｍｍｔ未満の場合は、ｔ（板厚）×７５ｍｍｗ×２０ｍｍＬ）とし、磨耗材に１００％ＳｉＯ２磨耗砂を使用して実施した。
試験前後での試験片重量を測定し、磨耗量を測定した。試験結果は、軟鋼板（ＳＳ４００）の磨耗量を基準（１．０）として、耐磨耗比：（軟鋼板の磨耗量）／（各鋼板の磨耗量）で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れていることを意味し、本発明範囲では、耐磨耗比４．０以上を耐磨耗性に優れるものとした。
[遅れ破壊２]
Ｔ形溶接割れ試験は、図１の通りにＴ形に組み立てた試験体を被覆アーク溶接にて拘束溶接を実施した後、室温（２５℃×湿度６０％）もしくは、１００℃に予熱した後、試験溶接を実施した。
溶接方法は、被覆アーク溶接（溶接材料：ＬＢ５２ＵＬ（４．０ｍｍΦ）で、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施した。試験後、４８時間室温で放置した後、試験板の溶接部断面観察サンプル（ビード長２００ｍｍを５等分）を５枚採取し、溶接熱影響部での割れの発生の有無を投影機および光学顕微鏡により調査した。予熱なし、および、予熱１００℃とも、採取した各５枚の断面サンプルにおいて、溶接熱影響部で割れの発生が全くないものを耐遅れ破壊特性に優れるとして評価した。
[溶接部靭性２−１]
溶接再現熱サイクル試験は、溶接入熱１７ｋＪ／ｃｍの２層炭酸ガスアーク溶接を行った場合の溶接熱影響部のボンド部の低温焼戻しを模擬した。１層溶接（初層）のボンド部を１４００℃で１秒間保持し、８００〜２００℃の冷却速度を３０℃／ｓとし、次に２層溶接（後続の溶接）による低温焼戻しとして、３００℃で１秒間保持し、３００〜１００℃を５℃／ｓで冷却する熱サイクルを施した。
圧延方向から採取した角棒状試験片に高周波誘導加熱装置で上述した熱サイクルを付与した後、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）に準じてＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験は試験温度を０℃および−４０℃として各鋼板について各温度３本の試験片で行った。
吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が３０Ｊ以上でかつ、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の３本の平均値が２７Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
なお、板厚が１０ｍｍ未満の鋼板に関しては、サブサイズ（５ｍｍ×１０ｍｍ）のＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が１５Ｊ以上でかつ、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の３本の平均値が１３Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
[溶接部靭性２−２]
さらに、実継手の靭性を確認するため、被覆アーク溶接（入熱１７ｋＪ／ｃｍ、予熱１５０℃、パス間温度１５０℃、溶接材料：ＬＢ５２ＵＬ（４．０ｍｍΦ））で多層盛溶接継手（レ開先）を作製した。
溶接継手から、シャルピー衝撃試験片を表面下１ｍｍの位置より採取した。ノッチ位置は、レ開先で鋼板表面に垂直な開先側のボンドとした。このようにして採取した試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）に準じてＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。図２にシャルピー衝撃試験片の採取位置、ノッチ位置を示す。
実継手のＶノッチシャルピー衝撃試験は試験温度を０℃および−４０℃として各試験温度について３本の試験片で行った。吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が３０Ｊ以上でかつ、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の３本の平均値が２７Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
なお、板厚が１０ｍｍ未満の鋼板に関しては、サブサイズ（５ｍｍ×１０ｍｍ）のＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ０）の３本の平均値が１５Ｊ以上でかつ、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の３本の平均値が１３Ｊ以上を多層盛溶接部靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
表５に供試鋼板の製造条件を、表６に上記各試験の結果を示す。本発明例（鋼Ｎｏ．２０〜２２（但し、Ｎｏ．２２は板厚８ｍｍ））は、表面硬度が４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、耐磨耗性に優れ、０℃の母材靭性が３０Ｊ以上を有し、かつ−４０℃の母材靭性が２７Ｊ以上を有し、さらに、Ｔ形すみ肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性においても優れた靭性を有し、多層盛溶接部靭性に優れていることが確認された。
一方、成分組成は本発明範囲内であるが、ＤＩが１８０を超える鋼Ｎｏ．２３の場合、表面硬度、耐磨耗性、母材靭性、Ｔ形溶接割れ試験は良好であるが、溶接部再現熱サイクル試験および実溶接継手靭性が目標性能の下限に近く、他の発明例と比較して劣っていた。 鋼Ｎｏ．２４は、成分組成のうち、Ｓｉが本発明範囲外のため、表面硬度、耐磨耗性、母材靭性は良好であるが、Ｔ形溶接割れ試験、溶接部再現熱サイクル試験結果および実溶接継手靭性が目標性能を満足できなかった。
鋼Ｎｏ．２５は成分組成は本発明範囲内であるが、（２）式の左辺のパラメータ：Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐの値が０.４７を超えるため、溶接部再現熱サイクル試験結果および実溶接継手靭性が目標性能の下限に近く、他の発明例と比較して劣っていた。なお、表４、５、６の記載において鋼Ｎｏ．２３は成分組成は請求項３の本発明範囲内だが、ＤＩの値が請求項６の本発明範囲外のため比較例とした。鋼Ｎｏ．２５は成分組成は請求項１の本発明範囲内だが、（２）式を満足せず、請求項７の本発明範囲外のため比較例とした。

Claims (7)

  1. ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が４５以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
    ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）
    ×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
    （１）式において、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）。
  2. 鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、Ｗ：０．０５〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
  3. 鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．１％以下の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または２記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
  4. 鋼組成に、ｍａｓｓ％でさらに、ＲＥＭ：０．００８％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の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乃至３のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
  5. 表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する請求項１乃至４のいずれか一つに記載の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
  6. 請求項１乃至５のいずれか一つに記載の鋼板で、焼入れ性指数ＤＩ＊が１８０以下の多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
  7. 請求項１乃至６のいずれか一つに記載の鋼板で、（２）式を満足する多層盛溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板。
    Ｃ＋Ｍｎ／４−Ｃｒ／３＋１０Ｐ≦０．４７・・・・・（２）
    （２）式において、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）。
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