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WO2018235342A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2018235342A1
WO2018235342A1 PCT/JP2018/007161 JP2018007161W WO2018235342A1 WO 2018235342 A1 WO2018235342 A1 WO 2018235342A1 JP 2018007161 W JP2018007161 W JP 2018007161W WO 2018235342 A1 WO2018235342 A1 WO 2018235342A1
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WO
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hardness
content
less
steel plate
thickness
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/007161
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
充 澤村
斎藤　直樹
康哲 ▲高▼橋
拓海 三宅
紀正 川端
岳史 都築
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to US16/337,261 priority Critical patent/US20190226066A1/en
Priority to KR1020197011186A priority patent/KR102009630B1/ko
Priority to BR112019006254-8A priority patent/BR112019006254B1/pt
Priority to CN201880003986.4A priority patent/CN109937266B/zh
Priority to JP2018529075A priority patent/JP6402843B1/ja
Priority to AU2018287603A priority patent/AU2018287603B2/en
Priority to EP18819890.7A priority patent/EP3502296B1/en
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate (wear-resistant steel plate) excellent in wear resistance.
  • a steel plate wear-resistant steel plate excellent in wear resistance.
  • the central part is the thickness from the surface of the steel plate in the thickness direction
  • the problem is to secure ⁇ 5 mm (total 10 mm thickness) from a position separated by a half of T (that is, T / 2) (that is, the center of the plate thickness).
  • the wear-resistant steel sheet is locally exposed to temperatures higher than room temperature and may be used in severe environments, so that the reduction in hardness is small even in a temperature range higher than room temperature (eg, a temperature range of about 150 to 300 ° C.) It may be required that (high temperature hardness is excellent).
  • a temperature range higher than room temperature eg, a temperature range of about 150 to 300 ° C.
  • high-temperature hardness steel sheets having an increased content of Si have been proposed (see, for example, Patent Documents 1 to 3) ).
  • Patent Document 1 proposes a steel plate containing Nb, in which the content of Si is 0.40 to 1.50 mass% (hereinafter, “mass%” is simply described as “%”).
  • mass% the content of Si is 0.40 to 1.50 mass%
  • the plate thickness of the steel plate is 40 mm or less, and the hardness at the central portion of the plate thickness is not described, and is not studied from the viewpoint of securing a wear margin by thickening of the steel plate.
  • Patent Document 2 assuming a severe wear environment locally exposed to a temperature higher than room temperature, in order to ensure the high temperature hardness of the steel, it contains 0.5% to 1.2% Si. Steels have been proposed which utilize precipitation strengthening with V carbides. However, steel containing a large amount of V is likely to cause slab cracking, and there is a concern that manufacturability may be reduced.
  • Patent Document 3 proposes a steel plate containing 1.00 to 1.50% of Si in order to secure the high temperature hardness of the steel plate.
  • securing of the plate thickness central portion hardness of the steel plate is also taken into consideration, but the difference between the surface layer hardness and the plate thickness central portion hardness (hereinafter, “the hardness difference between the surface layer portion and the plate thickness central portion”, Or it may only be called a "hardness difference.”), And it is not examined in the viewpoint of securing of the wear allowance by thickening of a steel plate.
  • the present invention can maintain high hardness not only at room temperature but also in high temperature environments, and in particular, in a steel plate having a plate thickness of 40 mm or more, the carbon equivalent is less than 0.800%
  • An object of the present invention is to provide a steel plate excellent in wear resistance in which the difference between the surface layer hardness and the thickness central portion hardness at room temperature is 15.0% or less of the surface layer hardness.
  • a steel containing more than 1.00% to 2.00% of Si is advantageous for wear resistance in that the hardness at room temperature and high temperature can be secured.
  • a difference between the surface layer hardness and the thickness central portion hardness tends to easily occur at room temperature. all right. This is because the central portion in the thickness direction of the steel plate has a lower cooling rate than the surface and the surface portion, and the formation of the martensitic structure is insufficient.
  • the increase of the Si content The impact is not always clear.
  • the indicator Q to derive the The index Q is obtained by the following equation (1) in consideration of the hardenability of the alloy element and the plate thickness.
  • an alloying element other than Si (C) is required to reduce the difference between the surface layer hardness and the thickness central part hardness of a steel plate containing Si of more than 1.00%. , Mn, Ni, Cr, Mo), so the amount of Si is not considered.
  • room temperature hardness the hardness in room temperature
  • the term “hardness” simply refers to the hardness at room temperature, and the room temperature refers to 22 ⁇ 5 ° C. (17 to 27 ° C.).
  • the steel plate according to the present invention has a thickness of 40 mm or more, and there is a concern about delayed cracking due to hydrogen if it is affected by residual stress due to welding, etc. Therefore, the carbon equivalent Ceq (%) determined by the following equation (2) Is less than 0.800%.
  • the index Q determined by the following equation (1) By setting the index Q determined by the following equation (1) to be 0.00 or more, the hardness difference between the surface layer portion and the thickness center portion at room temperature becomes 15.0% or less of the surface layer hardness, and the hardness difference is small. And, the carbon equivalent is low, the plate thickness is 40 mm or more, and it is possible to obtain a steel plate excellent in wear resistance.
  • board thickness T and content [X] of each element X are substituted to following formula (1) as a dimensionless numerical value, and the unit of the calculated
  • required is dimensionless.
  • required by following formula (2) is "%".
  • the steel plate according to an aspect of the present invention is, by mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: more than 1.00% to 2.00%, Mn: 0.60 to 2.00%, Cr: 0.10 to 2.00%, Mo: 0.05 to 1.00%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.0020 to 0.0100%, B: 0.0003 to 0.0020%, P: 0.0200% or less, S: less than 0.0100%, Cu: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 1.00%, Nb: 0 to 0.050%, V: 0 to 0.120%, Ti: 0 to 0.025%, Ca: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, REM: 0 to 0.100%, and the balance: Fe and impurities,
  • the index Q calculated by the following equation (1) is 0.00 or more, It has a chemical composition in which the carbon equivalent Ceq (%) determined by the following formula (2) is less than 0.800%, The ratio of the difference between the surface layer hardness
  • the carbon equivalent Ceq (%) of the formula (2) is calculated by substituting the numerical value of the content [X] in mass% of each element X, and substitutes 0 when the element X is not contained.
  • the index Q is 0.04 or more, The ratio may be 13.0% or less.
  • Ni may have a chemical composition of 0.05 to 1.00%.
  • Mn may have a chemical composition of 0.63 to 2.00%.
  • the carbon equivalent Ceq (%) is 0.800% It is less than this, and it is possible to provide a steel plate excellent in wear resistance in which the difference between the surface layer hardness and the thickness central portion hardness at room temperature is 15.0% or less of the surface layer hardness.
  • Industrial contribution of the steel sheet according to the present invention is extremely remarkable, for example, it can be used for a long time even under a severe environment where the temperature is about 150 to 300 ° C.
  • FIG. 1 is a view for explaining the temperature change of the difference between the surface hardness of a steel plate and a reference hardness.
  • a steel sheet with a thickness of 40 mm with a constant C content and a varied Si content is subjected to hardening treatment, and the Vickers hardness (surface hardness) HV5 on the surface of the steel sheet from room temperature to 400 ° C. is measured. Shown in 1.
  • the vertical axis in FIG. 1 is the difference between the Vickers hardness (surface hardness) HV5 at each temperature of each steel and the Vickers hardness (reference hardness) HV5 at room temperature of a steel plate having a Si content of 0.25%.
  • Vickers hardness HV5 cut out a sample from the position of depth 5 mm from the surface of a steel plate, made test power 49.03 N (5 kgf) according to JIS Z 2252-1991, and measured it by high temperature Vickers hardness test . The measurement of the standard hardness was conducted under the same conditions as the above-mentioned high temperature Vickers hardness test except for the control of the temperature.
  • the hardness distribution (Vickers hardness) in the thickness direction after quenching of a steel sheet (thickness 40 mm) containing Si of more than 1.00% is shown in FIG.
  • the Vickers hardness HV5 was measured at room temperature with a test force of 49.03 N (5 kgf) in accordance with JIS Z 2244: 2009. As shown in FIG. 2, the plate thickness central portion hardness is lower than the surface layer portion hardness.
  • the surface layer hardness Hvs (average value of Vickers hardness measured in the range of 1 mm to 5 mm from the surface of the steel plate in the plate thickness direction) and plate thickness central portion Hvc (plate thickness direction).
  • the average value of Vickers hardness measured in a range of ⁇ 5 mm (total thickness of 10 mm) from the central portion of the steel plate was determined, and the difference (hardness difference) ⁇ Hv between the central thickness and the surface layer hardness at room temperature was calculated. That is, ⁇ Hv is represented by the following formula (a).
  • the present inventors examined a method of reducing the difference in hardness between the surface layer portion and the central portion of the plate thickness at room temperature of a steel plate having a plate thickness of 40 mm or more containing Si of more than 1.00%. .
  • the present inventors repeated studies in order to reduce the difference in hardness of the steel sheet in consideration of the hardenability and thickness of the alloy elements.
  • the steel plate In order to ensure the hardness of the steel plate, it is possible that, in hot rolling, the steel plate is reheated to a temperature of 3 or more Ac at which transformation to austenite ends at the time of temperature rise, and then water cooling etc. is performed (quenching) It is At this time, the surface layer portion of the steel plate has a high cooling rate, and sufficient hardness can be secured. On the other hand, at the central portion of the steel plate in thickness, the cooling rate is lower than that in the surface portion, so that the formation of martensite becomes insufficient and the hardness decreases.
  • the cooling rate decreases at the central portion of the steel plate thickness. Therefore, in order to secure sufficient hardness in the center of thickness of the steel sheet, it is necessary to increase the content of the alloying element to enhance the hardenability. However, when the content of alloying elements is fixed, depending on the plate thickness, the hardenability may be insufficient, the cost may increase by including unnecessary amount of alloying elements, and the weldability may be impaired, etc. Problems arise. Therefore, in order to control the content of the alloying element in an appropriate range, it is necessary to consider that the cooling rate at the central portion of the plate thickness is affected by the plate thickness.
  • the present inventors have a relation between the content of the alloying element having hardenability and the thickness of the steel on the difference in hardness ratio ⁇ Hv / Hvs of various steel materials having a thickness of 40 mm or more containing Si of more than 1.00%.
  • the index Q shown in the following equation (1) was derived.
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) refers to a ratio obtained by dividing the difference between the surface layer hardness at room temperature and the thickness central portion hardness by the surface layer hardness as a percentage.
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) is represented by the following formula (b).
  • Hvs is the surface layer hardness (the average value of Vickers hardness measured in the range of 1 mm to 5 mm from the surface of the steel plate in the thickness direction)
  • Hvc is the thickness central portion hardness (steel plate It is an average value of Vickers hardness measured in the range of ⁇ 5 mm (a total of 10 mm thickness) from the central portion in the thickness direction.
  • the hardenability decreases as the cooling rate decreases.
  • the inventors of the present invention have a cooling rate if the steel containing more than 1.00% of Si contains alloying elements other than Si (C, Mn, Ni, Cr, Mo) to secure hardenability. It has been found that Si contributes to the improvement of the hardenability even when the.
  • the following formula (1) is that the inventors of the present invention need to secure hardenability by containing alloy elements (C, Mn, Ni, Cr, Mo) other than Si in order to increase the plate thickness central portion hardness.
  • the indicator Q does not include the term of Si content.
  • FIG. 3 shows the relationship between the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) and the index Q. From FIG. 3, when setting the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) to 15.0% or less of the surface layer hardness Hvs as a standard for prolonging the life of a thick steel plate, it is necessary to set Q ⁇ 0.00. I found it to be. In addition, it was found that when setting the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) to 13.0% or less of the surface layer hardness Hvs, it is necessary to set Q ⁇ 0.04.
  • the steel plate according to the present embodiment has a plate thickness of 40 mm or more, there is concern about hydrogen embrittlement cracking under the influence of residual stress due to welding, so the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (2) (%) Is less than 0.800%.
  • following formula (2) includes the term of Si content.
  • Ceq (%) [C] + [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 4 (2)
  • the carbon equivalent Ceq (%) of the above-mentioned formula (2) is calculated by substituting the numerical value of the content [X] in mass% of each element X, and substitutes 0 when the element X is not contained.
  • required by the said Formula (2) is "%".
  • the index Q of the above equation (1) By setting the index Q of the above equation (1) to be 0.00 or more, the hardness difference ⁇ Hv between the surface layer portion and the thickness central portion of the steel plate at room temperature becomes 15.0% or less of the surface layer portion hardness Hvs.
  • a small steel plate having a carbon equivalent of less than 0.800%, a plate thickness of 40 mm or more, and excellent wear resistance can be obtained.
  • C is an element effective for improving the hardness, and in order to secure the hardness of the steel plate, the C content is made 0.20% or more.
  • the C content is 0.22% or more, more preferably 0.24% or more.
  • the C content is made 0.35% or less .
  • the C content is 0.32% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Si is a deoxidizer and is also an element effective for improving the hardness of the steel sheet.
  • Si is a very important element to maintain the hardness of the steel sheet in a high temperature environment.
  • the Si content is made more than 1.00%.
  • the Si content is 1.10% or more, more preferably 1.20% or more or 1.30% or more.
  • the Si content is made 2.00% or less.
  • the Si content is 1.90% or less, more preferably 1.80% or less.
  • Mn is an element that enhances the hardenability and improves the hardness, and in order to ensure the hardness of the steel sheet, it is necessary to contain 0.60% or more.
  • the Mn content is 0.70% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the Mn content is 2.00% or less.
  • the Mn content is 1.50% or less or 1.35% or less, more preferably 1.20% or less or 1.00% or less.
  • Cr is an element that improves the hardenability and improves the toughness and hardness of the steel sheet.
  • the Cr content is made 0.10% or more.
  • the Cr content is 0.50% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the Cr content is made 2.00% or less.
  • the Cr content is 1.70% or less, more preferably 1.50% or less.
  • Mo is also an element that improves the hardenability and improves the hardness of the steel sheet. Mo is also an element effective to maintain the hardness of the steel sheet even in a high temperature environment. Therefore, the Mo content is made 0.05% or more. Preferably, the Mo content is 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.00%, the toughness of the steel sheet decreases, so the Mo content is 1.00% or less. Preferably, the Mo content is 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Al is an element effective as a deoxidizer. Further, Al forms N and AlN, and the crystal grains are refined to improve the toughness of the steel plate. Therefore, the Al content is made 0.010% or more. Preferably, the Al content is 0.020% or more, more preferably 0.030% or more. On the other hand, when Al is contained excessively, the toughness of the steel sheet is lowered, so the Al content is made 0.100% or less. Preferably, the Al content is 0.080% or less, more preferably 0.070% or less.
  • N is an element which forms nitride with Al or Ti, refines crystal grains, and improves the toughness of the steel plate. Therefore, the N content is made 0.0020% or more. Preferably, the N content is 0.0030% or more, more preferably 0.0040% or more. On the other hand, when N is contained excessively, coarse nitrides are formed and the toughness of the steel sheet is reduced, so the N content is made 0.0100% or less. Preferably, the N content is 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • B is an element effective to significantly improve the hardenability of the steel and to particularly improve the hardness of the central portion of the steel plate. Therefore, the B content is made 0.0003% or more. Preferably, the B content is 0.0005% or more, more preferably 0.0007% or more, and still more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when B is contained excessively, a boride is formed, the hardenability is reduced, and the hardness of the steel sheet can not be secured, so the B content is made 0.0020% or less. Preferably, the B content is 0.00118% or less, more preferably 0.0016% or less.
  • P is an impurity
  • the P content is limited to 0.0200% or less in order to reduce the toughness and workability of the steel sheet.
  • the P content is 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the P content is preferably 0%, but the P content may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S is an impurity and reduces the toughness of the steel sheet, so the S content is limited to less than 0.0100%.
  • the S content is 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the S content is preferably 0%, the S content may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the steel plate according to the present embodiment can selectively contain one or more of Cu, Ni, Nb, V, and Ti for the purpose of improving mechanical properties such as hardness and toughness of the steel plate. .
  • the lower limit of the content of these components is 0%.
  • Cu is an element that forms fine precipitates and contributes to the improvement of the strength of the steel plate, and may contain 0.001% or more. More preferably, the Cu content is 0.050% or more, more preferably 0.100% or more. On the other hand, when Cu is excessively contained, the wear resistance of the steel sheet is deteriorated, so the upper limit of the Cu content is made 0.500% or less. More preferably, the Cu content is 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less.
  • Ni is an element that enhances the hardenability of the steel and contributes to the improvement of the hardness of the steel plate, and may contain 0.05% or more. More preferably, the Ni content is 0.10% or more, still more preferably 0.20% or more. On the other hand, since Ni is an expensive alloy element, the Ni content is 1.00% or less from the viewpoint of cost. More preferably, the Ni content is 0.70% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Nb is an element that contributes to the grain refinement of the crystal grains by suppressing the formation of nitride and recrystallization, and in order to improve the toughness of the steel sheet, it may contain 0.005% or more. More preferably, the Nb content is made 0.007% or more, still more preferably 0.010% or more. On the other hand, if Nb is excessively contained, the toughness of the steel sheet may be reduced, so the Nb content is made 0.050% or less. More preferably, the Nb content is 0.030% or less, still more preferably 0.020% or less.
  • V is an element that contributes to the improvement of the hardness of the steel sheet, and may contain 0.010% or more. More preferably, the V content is 0.020% or more, still more preferably 0.040% or more. On the other hand, when V is contained excessively, cracking of the slab may occur to impair the productivity, so the V content is made 0.120% or less. More preferably, the V content is 0.100% or less, still more preferably 0.070% or less.
  • Ti is an element that forms TiN and refines crystal grains to improve the toughness of the steel plate, and may contain 0.005% or more. More preferably, the Ti content is made 0.007% or more, still more preferably 0.010% or more. On the other hand, if Ti is excessively contained, the toughness of the steel sheet may be reduced, so the Ti content is made 0.025% or less. More preferably, the Ti content is 0.020% or less, still more preferably 0.015% or less.
  • one or more of Ca, Mg and REM can be selectively contained.
  • the lower limit of the content of these components is 0%.
  • Ca, Mg, and REM are all elements that form sulfides by being combined with S to form inclusions that are difficult to stretch by hot rolling, and mainly contribute to the improvement of the toughness of the steel sheet.
  • Ca, Mg, and REM are excessively contained, these elements may form coarse oxides with O, and the toughness of the steel sheet may be reduced. Therefore, the Ca content and the Mg content are respectively 0.050% or less, and the REM content is 0.100% or less.
  • the Ca content, the Mg content, and the REM content are each 0.020% or less, more preferably 0.010% or less or 0.005% or less.
  • the Ca content and the Mg content are each preferably 0.0005% or more, and the REM content is preferably 0.001% or more. More preferably, the Ca content and the Mg content are each 0.0007% or more, and the REM content is 0.002% or more.
  • REM rare earth metal element
  • the content of REM means the total content of these 17 elements.
  • the balance of the chemical composition of the steel plate according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities are components that are mixed due to various factors of the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap when industrially manufacturing steel plates, and the impurities of the steel plates according to the present embodiment It means what is acceptable as long as it does not adversely affect the characteristics.
  • P and S need to specify the upper limit as described above.
  • impurities in steel O, Sb, Sn and As may be mixed alone or in combination of two or more. Even if these impurities are mixed, there is no particular problem as long as the level of mixing (the range of the content) of the wear resistant steel is normal. Therefore, these contents are limited to the usual mixing levels of the following wear resistant steels.
  • the lower limit of the content of these impurities is 0%.
  • O may be mixed in the steel as an impurity in some cases, since it is an element that forms a coarse oxide, it is preferable that the O content be as small as possible. In particular, when the O content exceeds 0.006%, coarse oxides are formed in the steel and the wear resistance of the steel sheet is deteriorated, so the O content is made 0.006% or less. Preferably, the O content is 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • Sb is an element mixed from scrap as a steel material.
  • the wear resistance of the steel plate is degraded, so the Sb content is made 0.01% or less.
  • the Sb content is 0.007% or less and 0.005% or less.
  • Sn like Sb, is an element mixed from scrap as a steel material.
  • Sn content is set to 0.007% or less and 0.005% or less.
  • ⁇ As 0.01% or less> As Sb and Sn, As is an element mixed from scraps as a steel material.
  • As is an element mixed from scraps as a steel material.
  • the As content is made 0.01% or less.
  • the As content is set to 0.007% or less and 0.005% or less.
  • the steel plate according to the present embodiment has a small difference in hardness between the surface layer portion of the steel plate and the central portion of plate thickness at room temperature, and the ratio of the hardness difference to the surface layer portion hardness is 15.0% or less.
  • the index Q calculated by the above shall be 0.00 or more.
  • the index Q is calculated by substituting the numerical value of the plate thickness T (mm) and the numerical value of the content [X] at mass% of each element X as a dimensionless numerical value, and when the element X is not contained, [X] Is 0.
  • the index Q is preferably 0.01 or more, more preferably 0.04 or more, still more preferably 0.05 or more, still more preferably, in order to reduce the difference in hardness between the surface layer portion of the steel plate and the central portion of the plate thickness.
  • the upper limit of the index Q is not particularly defined, but when the index Q is increased, the carbon equivalent Ceq (%) is also increased, so the limit is naturally limited.
  • the index Q is preferably 1.10 or less. More preferably, the index Q is 0.80 or less or 0.50 or less, and still more preferably 0.30 or less or 0.20 or less.
  • the steel plate according to the present embodiment has a carbon equivalent Ceq (%) of less than 0.800% in order to suppress weld cracking and secure weldability of the steel plate.
  • the carbon equivalent Ceq (%) is also calculated by substituting the numerical value of the content [X] of each element in mass%, and when the element X is not contained, [X] is 0.
  • the lower limit of the carbon equivalent Ceq (%) is not particularly defined, when the carbon equivalent Ceq (%) is decreased, the index Q is also reduced, so the limit is naturally limited. In order to make index Q into 0.00 or more and make a hardness difference small, carbon equivalent Ceq (%) has preferred 0.507% or more.
  • the carbon equivalent Ceq (%) is more preferably 0.600% or more, and even more preferably 0.650% or more. Still more preferably, the carbon equivalent Ceq (%) is 0.700% or more. In order to improve the weldability of the steel plate, the carbon equivalent Ceq (%) may be 0.785% or less, 0.770% or less, or 0.760% or less.
  • Ceq (%) [C] + [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 4 (2)
  • the steel plate according to the present embodiment has a small difference (hardness difference) between the surface layer hardness and the thickness central portion hardness at room temperature, and the ratio of the difference between the surface layer hardness and the thickness central portion hardness to the surface layer hardness is 15. It becomes 0% or less, and can exhibit excellent abrasion resistance over a long period of time.
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) is preferably as small as possible, but it is difficult to make it less than 0% or less than 1.0%. Therefore, the lower limit may be 0% or 1.0%.
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) may be 3.0% or more, considering the increase in cost associated with the increase in the content of the alloy elements.
  • the surface layer hardness and the thickness central part hardness are Vickers hardness HV5 at room temperature, and are measured in accordance with JIS Z 2244: 2009.
  • the surface layer hardness is an average value of Vickers hardness HV5 measured in the range of 1 mm to 5 mm from the surface in the thickness direction of the steel sheet, with a cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet as a measurement surface.
  • the Vickers hardness at a total of 25 points at five points at least every 1 mm is measured in the relevant range.
  • the plate thickness central portion hardness is an average value of Vickers hardness HV5 measured in the range of ⁇ 5 mm (total 10 mm thickness) from the central portion in the plate thickness direction of the steel plate on the measurement surface.
  • the Vickers hardness at a total of 55 points at five points at least every 1 mm is measured in the above-mentioned range.
  • the surface layer hardness Hvs at room temperature is 400 or more in Vickers hardness (HV5). If the surface layer hardness Hvs is less than 400 in Vickers hardness (HV5), the strength of the surface layer portion of the steel plate is insufficient, and therefore, it can not be used for applications such as construction machinery and industrial machinery.
  • the surface layer hardness Hvs at room temperature may be 440 or more, 460 or more, 480 or more, or 500 or more in Vickers hardness (Hv5).
  • the steel plate which concerns on this embodiment has shown very high hardness from surface layer part to plate thickness center part, and tensile strength is also very high.
  • the tensile strength (TS) at room temperature may be 1000 MPa or more, 1200 MPa or more, 1350 MPa or more, or 1500 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly required, but may be 2300 MPa or less.
  • a round bar test specimen is collected from a full thickness test specimen (that is, a plate-like test specimen) or a position (T / 4) which is 1 ⁇ 4 of the thickness T from the steel plate surface. : Measure according to 2011.
  • the steel plate according to the present embodiment is a steel plate manufactured by hot rolling, and is a steel plate having a plate thickness of 40 mm or more, preferably 42 mm or more or 50 mm or more, more preferably 60 mm or more or 80 mm or more.
  • the upper limit of the plate thickness is not particularly limited, and may be 150 mm depending on the application.
  • the plate thickness may be 100 mm or less in consideration of homogenization of the characteristics in the plate thickness direction of the steel plate.
  • a steel piece having the above-described chemical composition is produced by a known method such as a continuous casting method or an ingot-slab method. There is no particular limitation.
  • a steel piece obtained by casting is hot-rolled, and after being water-cooled as it is or air-cooled, it is reheated and quenched to manufacture a steel plate.
  • the steel plate is to be hardened as it is and not to be subjected to heat treatment such as tempering.
  • hot rolling may be performed as it is, but the steel piece is temporarily cooled to room temperature, reheated to a temperature of Ac 3 points or more, and hot rolling is performed. It is also good.
  • the Ac 3 point is the temperature at which the structure of the steel becomes austenite (the austenite transformation is completed) by raising the temperature.
  • the heating temperature for hot rolling is preferably 900 ° C. or more, more preferably 1000 ° C. or more, in order to reduce deformation resistance.
  • the heating temperature of the hot rolling is too high, the structure becomes coarse and the low temperature toughness of the steel sheet may decrease, so 1250 ° C. or less is preferable. More preferably, the heating temperature is set to 1200 ° C. or less, still more preferably 1150 ° C. or less.
  • the hot rolling is preferably finished at an Ar 3 point or higher, which is a temperature at which ferrite transformation starts due to temperature decrease.
  • the Ac 3 point and the Ar 3 point can be obtained from the thermal expansion behavior at the time of heating and cooling by collecting a test piece from a steel piece.
  • quenching is performed to a temperature of 250 ° C. or less, or after hot rolling, the air-cooled steel plate is reheated to a temperature of Ac 3 points or more and quenched to a temperature of 250 ° C. or less.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 2 was melted and hot-rolled after casting to obtain a steel plate having a thickness shown in Table 3 and air-cooled to room temperature. Thereafter, the temperature was raised to a quenching temperature shown in Table 3, and then quenching was performed to produce a steel plate having a plate thickness of 40 mm or more. Test pieces are collected from the obtained steel plate, and the cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel plate is used as the test surface, and the Vickers hardness of the surface layer portion and the central portion of thickness is in accordance with JIS Z 2244: 2009, room temperature The test force was measured as 49.03 N (5 kgf).
  • the Vickers hardness (surface layer hardness) Hvs of the surface layer is the Vickers hardness at a total of 25 points measured at 5 points every 1 mm within the range of 1 mm to 5 mm from the surface (surface layer) in the thickness direction of the steel plate These were obtained from the average value (arithmetic average).
  • Vickers hardness (plate thickness center part hardness) Hvc of the plate thickness center part is Vickers hardness at a total of 55 points at 5 points per 1 mm within a range of ⁇ 5 mm (10 mm in total thickness) from the center part in the plate thickness direction Were measured and obtained from their mean value (arithmetic mean).
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) indicating the difference in hardness between the surface layer portion and the central portion of the steel plate at room temperature is obtained using the values of the surface layer portion hardness Hvs and the plate thickness central portion hardness Hvc thus obtained.
  • the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) is represented by the following formula (b).
  • H Hv / Hvs (%) 100 ⁇ (Hvs-Hvc) / Hvs ⁇ ⁇ ⁇ (b)
  • the judgment criteria for each evaluation item are as follows.
  • the surface layer portion hardness Hvs (HV5) and the plate thickness central portion hardness Hvc (HV5) were all determined to be 400 or more from the viewpoint of wear resistance and 600 or less from the viewpoint of cutting processability.
  • the high temperature hardness (HV5) of the surface layer portion was judged to be good as 300 or more from the viewpoint of the wear resistance at high temperature.
  • the Charpy absorbed energy at 0 ° C. was determined to be 15 J or more.
  • No. 1 in Table 3 101 to 115 are comparative examples, and the chemical composition including the Q value is outside the scope of the present invention.
  • No. 101 to 103 are examples in which the Q value becomes low in relation to the plate thickness, and the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs (%) exceeds 15.0%.
  • No. 106 is an example in which the Si content is insufficient and the high temperature hardness of the surface layer portion is lowered.
  • no. 107 is an example in which the Si content is large and the toughness is lowered.
  • No. 104, 108 and 114 are examples in which the C content, the Mn content, and the B content are insufficient, respectively, and the surface layer hardness Hvs, the thickness central portion hardness Hvc, and the high temperature hardness of the surface layer decrease. No. 1 with insufficient Cr content.
  • the surface layer hardness Hvs, the thickness central portion hardness Hvc, and the high temperature hardness of the surface layer, 110 is an example in which the toughness is also reduced.
  • 112 is an example in which the plate thickness central portion hardness Hvc, the high temperature hardness of the surface layer portion, and the toughness decrease.
  • No. 105 is an example in which the C content is high and the surface layer hardness Hvs is excessively high.
  • No. 111 with high Mo content 113 is an example in which the toughness is reduced.
  • An example 115 is an example in which the surface layer hardness Hvs, the plate thickness central portion hardness Hvc, and the high temperature hardness of the surface layer portion decrease.
  • the O content was 0.006% or less
  • the Sb content, the Sn content, and the As content were all 0.01% or less.
  • Comparative Example No. 1 in which any one or more of the chemical composition and the Q value is outside the scope of the present invention.
  • at least one of the hardness difference ratio ⁇ Hv / Hvs, the surface layer hardness Hvs, the plate thickness central portion Hvc, and the high temperature hardness and toughness of the surface layer portion did not reach the evaluation criteria judged to be good.

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Abstract

本発明の一態様に係る鋼板は、所定の化学組成を有し、下記式（１）で求められる指標Ｑが０．００以上であり、下記式（２）で求められる炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．８００％未満であり、室温における表層部硬度に対する表層部硬度と板厚中央部硬度との差の割合が１５．０％以下であるとともに室温における表層部硬度がビッカース硬さで４００以上であり、板厚が４０ｍｍ以上である。　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）

Description

鋼板
　本発明は、耐摩耗性に優れた鋼板（耐摩耗鋼板）に関する。
　本願は、２０１７年６月２１日に、日本に出願された特願２０１７－１２１６４１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　建設機械、産業機械などの用途には、過酷な摩耗環境下でも、長期間に亘って使用できる耐摩耗鋼板が求められており、板厚の増加による摩耗代確保の観点からも、耐摩耗性の向上が要求されている。一般に、鋼板の耐摩耗性を向上させるためには、鋼板の硬度を高めることが必要である。特に板厚が４０ｍｍ以上の厚手の耐摩耗鋼板では、鋼板の表面近傍における硬度（以下、「表層部硬度」という場合がある。表層部とは、板厚方向で鋼板の表面から１ｍｍ～５ｍｍの領域である。）のみならず、硬度が得難い板厚方向の中央部における硬度（以下、「板厚中央部硬度」という場合がある。中央部とは、板厚方向で鋼板の表面から板厚Ｔの１／２（つまり、Ｔ／２）離れた位置（つまり、板厚の中央）から±５ｍｍ（合計１０ｍｍ厚み）の領域である。）の確保が課題である。
　耐摩耗鋼板は、局所的に室温より高い温度に曝され、厳しい環境で使用される場合もあることから、室温より高い温度域（例えば１５０～３００℃程度の温度域）でも硬度の低下が少ない（高温硬度に優れる）ことが要求される場合がある。室温より高い温度域における硬度（以下、「高温硬度」という場合がある。）を確保するために、Ｓｉの含有量を増加させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１～３、参照）。
日本国特開平８－４１５３５号公報 日本国特開２００１－４９３８７号公報 日本国特開２００２－２３５１４４号公報
　たとえば、特許文献１では、Ｓｉの含有量を０．４０～１．５０質量％（以下、「質量％」を単に「％」と記す。）とし、Ｎｂを含有する鋼板が提案されている。しかし、特許文献１では、鋼板の板厚が４０ｍｍ以下であり、板厚中央部硬度については記載されておらず、鋼板の厚肉化による摩耗代の確保という観点では検討されていない。
　特許文献２では、局所的に室温より高い温度に曝される過酷な摩耗環境を想定し、鋼の高温硬度を確保するために、０．５％超～１．２％のＳｉを含有し、Ｖ炭化物による析出強化を利用する鋼が提案されている。しかし、多量のＶを含有する鋼は鋳片割れを生じやすく、製造性の低下が懸念される。
　特許文献３では、鋼板の高温硬度を確保するために、１．００～１．５０％のＳｉを含有する鋼板が提案されている。特許文献３では、鋼板の板厚中央部硬度の確保も考慮されているが、表層部硬度と板厚中央部硬度との差（以下、「表層部と板厚中央部との硬度差」、又は単に「硬度差」という場合がある。）については記載されておらず、鋼板の厚肉化による摩耗代の確保という観点では検討されていない。
　耐摩耗鋼板の使用環境や使用形態を考慮すると、室温のみならず１５０～３００℃程度の高温環境下でも、高い硬度の維持や、板厚方向の中央部（板厚中央部）での十分な硬度が要求される場合がある。合金成分の含有量の増加により、板厚中央部の硬度を容易に確保できるが、溶接性が低下するため、炭素当量の上限を設ける必要がある。高温環境下で鋼板の硬度を確保するためには、１．００％超のＳｉ添加が有効とされている。しかし、本発明者らは、１．００％超のＳｉを含有する鋼板において、表層部硬度と板厚中央部硬度との差が顕著に大きくなるという、鋼板の耐摩耗性にとって好ましくない傾向があることを見出した。
　これまで、１．００％超のＳｉを含有する鋼板と硬度差との関係についての報告はなく、室温での硬度差を小さくするための検討は十分になされていなかった。本発明は、このような実情に鑑み、室温のみならず、高温環境下でも高い硬度を維持することが可能であり、特に板厚が４０ｍｍ以上の鋼板において、炭素当量を０．８００％未満とし、室温における表層部硬度と板厚中央部硬度との差が表層部硬度の１５．０％以下となる、耐摩耗性に優れた鋼板を提供することを目的とする。
　１．００％超～２．００％のＳｉを含有する鋼は、室温及び高温での硬度を確保できる点で、耐摩耗性には有利である。一方、本発明者らの検討により、１．００％超のＳｉを含有し、板厚が４０ｍｍ以上の鋼板では、室温で、表層部硬度と板厚中央部硬度との差が生じやすいことがわかった。これは、鋼板の板厚方向の中央部では、表面及び表層部に比べて冷却速度が低下し、マルテンサイト組織の形成が不十分になることが原因であるが、Ｓｉの含有量の増加の影響は、必ずしも明確ではない。
　本発明者らは、さらに検討を重ねた結果、板厚が４０ｍｍ以上で、１．００％超のＳｉを含有する鋼板において、室温での表層部硬度と板厚中央部硬度との差を小さくするための指標Ｑを導出した。指標Ｑは、合金元素の焼入れ性と、板厚とを考慮した下記式（１）によって求められる。ただし、下記式（１）では、１．００％超のＳｉを含有する鋼板の表層部硬度と板厚中央部硬度との差を小さくするために必要とされる、Ｓｉ以外の合金元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）に着目しているので、Ｓｉ量を考慮してない。なお、以下では、室温における硬度を「室温硬度」という場合がある。また、以下では、単に「硬度」という場合は、室温における硬度を示し、室温とは２２±５℃（１７～２７℃）を示す。
　本発明に係る鋼板は、板厚が４０ｍｍ以上であり、溶接による残留応力などの影響を受けると水素による遅れ割れが懸念されることから、下記式（２）によって求められる炭素当量Ｃｅｑ（％）を０．８００％未満としている。下記式（１）で求められる指標Ｑを０．００以上とすることで、室温における表層部と板厚中央部との硬度差が、表層部硬度の１５．０％以下となり、硬度差が小さく、且つ炭素当量が低く、板厚が４０ｍｍ以上であり、且つ耐摩耗性に優れた鋼板を得ることができる。なお、板厚Ｔ、各元素Ｘの含有量［Ｘ］を無次元の数値として下記式（１）に代入し、求められた指標Ｑの単位は無次元である。また、下記式（２）により求められる炭素当量Ｃｅｑの単位は「％」である。
　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）
　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）
　ここで、上記式（１）の指標Ｑは、板厚Ｔ（ｍｍ）の数値及び各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。上記式（２）の炭素当量Ｃｅｑ（％）は、各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。
　本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］　本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：１．００％超～２．００％、
Ｍｎ：０．６０～２．００％、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
Ｂ：０．０００３～０．００２０％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％未満、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．０５０％、
Ｖ：０～０．１２０％、
Ｔｉ：０～０．０２５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　下記式（１）で求められる指標Ｑが０．００以上であり、
　下記式（２）で求められる炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．８００％未満である化学組成を有し、
　室温における表層部硬度に対する表層部硬度と板厚中央部硬度との差の割合が１５．０％以下であるとともに室温における表層部硬度がビッカース硬さで４００以上であり、
　板厚Ｔが４０ｍｍ以上である。
　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）
　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）
　前記式（１）の指標Ｑは、板厚Ｔ（ｍｍ）の数値及び各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。前記式（２）の炭素当量Ｃｅｑ（％）は、各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。
［２］　上記［１］に記載の鋼板では、前記指標Ｑが０．０４以上であり、
　前記割合が１３．０％以下であってもよい。
［３］　上記［１］又は［２］に記載の鋼板では、質量％で、
Ｎｉ：０．０５～１．００％である化学組成を有してもよい。
［４］　上記［１］～［３］のいずれか一態様に記載の鋼板では、質量％で、
Ｍｎ：０．６３～２．００％である化学組成を有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、室温のみならず、高温環境下でも高い硬度を維持することが可能であり、特に板厚が４０ｍｍ以上の鋼板において、炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．８００％未満であり、室温における表層部硬度と板厚中央部硬度との差が表層部硬度の１５．０％以下となる、耐摩耗性に優れた鋼板を提供することができる。本発明に係る鋼板は、温度が１５０～３００℃程度となる過酷な環境下であっても、長期間に亘って使用することができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
鋼板の表面硬度と基準硬度との差の温度変化を説明する図である。 鋼板の板厚方向の硬度分布を説明する図である。 鋼板の硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓと指標Ｑとの関係を説明する図である。
　鋼板のＳｉ含有量と硬度の温度変化との関係について、図１を参照しつつ説明する。図１は、鋼板の表面硬度と基準硬度との差の温度変化を説明する図である。Ｃ含有量を一定とし、Ｓｉ含有量を変化させた板厚４０ｍｍの鋼板に焼入れ処理を施し、室温から４００℃までの、鋼板の表面におけるビッカース硬さ（表面硬度）ＨＶ５を測定した結果を図１に示す。図１の縦軸は、各鋼の各温度におけるビッカース硬さ（表面硬度）ＨＶ５と、Ｓｉ含有量が０．２５％である鋼板の室温でのビッカース硬さ（基準硬度）ＨＶ５との差である。なお、ビッカース硬さＨＶ５は、鋼板の表面から深さ５ｍｍの位置から試料を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５２‐１９９１に準拠し、試験力を４９．０３Ｎ（５ｋｇｆ）とし、高温ビッカース硬さ試験によって測定した。基準硬度の測定は、温度の制御以外の条件を上記の高温ビッカース硬さ試験と同一にして行った。
　図１から、Ｓｉ含有量の増加によって室温硬度及び高温硬度が増加し、かつ、高温環境下での硬度低下（表面硬度と基準硬度との差）も小さくなることが分かる。このように、１．００％超～２．００％のＳｉを含有する鋼板は、室温及び高温での硬度を確保できる点で、耐摩耗性に優れていることがわかる。
　次に、１．００％超のＳｉを含有する鋼板（板厚４０ｍｍ）の焼入れ後の板厚方向における硬度分布（ビッカース硬さ）を図２に示す。ビッカース硬さＨＶ５はＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠し、試験力を４９．０３Ｎ（５ｋｇｆ）として室温で測定した。図２に示すように、板厚中央部硬度は表層部硬度に比べて低下している。さらに、ビッカース硬さ試験の結果から、表層部硬度Ｈｖｓ（板厚方向で鋼板の表面から１ｍｍ～５ｍｍの範囲で測定したビッカース硬さの平均値）及び板厚中央部硬度Ｈｖｃ（板厚方向で鋼板の中央部から±５ｍｍ（合計１０ｍｍ厚み）の範囲で測定したビッカース硬さの平均値）を求め、室温における板厚中央部硬度と表層部硬度との差（硬度差）ΔＨｖを算出した。すなわち、ΔＨｖは下記式（ａ）で表される。
　ΔＨｖ＝Ｈｖｓ－Ｈｖｃ　・・・　（ａ）
　上記ビッカース硬さ試験の結果を表１に示す。表１から、Ｓｉ含有量の増加とともにΔＨｖが増大することがわかる。このように、本発明者らは、Ｓｉ含有量が多い厚手の鋼板では、室温における表層部硬度と板厚中央部硬度との差が生じやすくなるという知見を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　そこで、本発明者らは、１．００％超のＳｉを含有する、板厚が４０ｍｍ以上の鋼板の、室温における表層部と板厚中央部との硬度差を小さくする方法について検討を行った。本発明者らは、合金元素の焼入れ性と板厚とを考慮して、鋼板の硬度差を小さくするために検討を重ねた。
　鋼板の硬度を確保するためには、熱間圧延において、昇温時にオーステナイトへの変態が終了するＡｃ３点以上の温度に鋼板を再加熱した後、水冷などを行う（焼入れ）ことが通常行われている。このとき、鋼板の表層部は冷却速度が速く、十分な硬度が確保できる。一方、鋼板の板厚中央部では、冷却速度が表層部に比べて低下するため、マルテンサイトの生成が不十分になり、硬度が低下する。
　上記のように鋼板の板厚中央部では、冷却速度が低下する。そのため、鋼板の板厚中央部において十分な硬度を確保するためには、合金元素の含有量を増加して、焼入れ性を高めることが必要である。しかし、合金元素の含有量を一定量とした場合、板厚によっては焼入れ性が不足したり、不必要な量の合金元素を含有させることでコストが増加したり、また、溶接性を損なうなどの問題が生じる。したがって、合金元素の含有量を適正な範囲に制御するためには、板厚中央部の冷却速度が板厚の影響を受けることを考慮する必要がある。
　本発明者らは、１．００％超のＳｉを含有する、板厚４０ｍｍ以上の種々の鋼材の硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓに及ぼす、焼入れ性を有する合金元素の含有量と板厚との関係を整理し、下記式（１）に示す指標Ｑを導出した。ここで、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）とは、室温における表層部硬度と板厚中央部硬度との差を表層部硬度で除して求めた割合を百分率で表している。なお、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）は、下記式（ｂ）で表される。下記式（ｂ）において、Ｈｖｓは表層部硬度（板厚方向で鋼板の表面から１ｍｍ～５ｍｍの範囲で測定したビッカース硬さの平均値）であり、Ｈｖｃは板厚中央部硬度（鋼板の板厚方向の中央部から±５ｍｍ（合計１０ｍｍ厚み）の範囲で測定したビッカース硬さの平均値）である。
　ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）＝１００×（Ｈｖｓ－Ｈｖｃ）／Ｈｖｓ　・・・　（ｂ）
　従来、１．００％超のＳｉを含有する鋼では、冷却速度が遅くなると焼入れ性が低下すると考えられていた。しかし、本発明者らは、１．００％超のＳｉを含有する鋼に、Ｓｉ以外の合金元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）を含有させて焼入れ性を確保すれば、冷却速度が低下してもＳｉが焼入れ性の向上に寄与することを見出した。下記式（１）は、板厚中央部硬度を上昇させるために、Ｓｉ以外の合金元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）を含有させて焼入れ性を確保する必要があるという本発明者らの知見に基づいており、指標ＱにはＳｉ含有量の項が含まれない。
　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）
　ここで、上記式（１）の指標Ｑは、板厚Ｔ（ｍｍ）の数値及び各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。すなわち、上記式（１）では、板厚Ｔ、各元素の含有量［Ｘ］を無次元の数値として、指標Ｑを計算する。なお、上記式（１）のｌｏｇは、底が１０である対数、すなわち常用対数である。
　図３に、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）と指標Ｑとの関係を示す。図３から、厚手の鋼板を長寿命化できる基準として、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）を、表層部硬度Ｈｖｓの１５．０％以下に設定する場合、Ｑ≧０．００とする必要があることがわかった。また、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）を表層部硬度Ｈｖｓの１３．０％以下に設定する場合、Ｑ≧０．０４とする必要があることが分かった。
　さらに、本実施形態に係る鋼板は、板厚が４０ｍｍ以上であるため、溶接による残留応力影響下での水素脆化割れが懸念されることから、下記式（２）により表される炭素当量Ｃｅｑ（％）を０．８００％未満としている。なお、下記式（２）は、鋼板の溶接性を考慮する必要があるため、Ｓｉ含有量の項が含まれる。
　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）
　上記式（２）の炭素当量Ｃｅｑ（％）は、各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。上記式（２）により求められる炭素当量Ｃｅｑの単位は「％」である。
　上記式（１）の指標Ｑを０．００以上とすることで、室温における鋼板の表層部と板厚中央部との硬度差ΔＨｖが表層部硬度Ｈｖｓの１５．０％以下となり、硬度差が小さく、炭素当量が０．８００％未満であり、板厚が４０ｍｍ以上であり、かつ耐摩耗性に優れた鋼板を得ることができる。
　以下、本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。なお、特に断りのない限り、化学組成に関する％は質量％を意味する。
　＜Ｃ：０．２０～０．３５％＞
　Ｃは、硬度の向上に有効な元素であり、鋼板の硬度を確保するためにＣ含有量を０．２０％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．２２％以上、より好ましくは０．２４％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、硬度の上昇によって耐水素脆化感受性が高まり、水素脆化による割れの発生が懸念されるため、Ｃ含有量を０．３５％以下とする。好ましくはＣ含有量を０．３２％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。
　＜Ｓｉ：１．００％超～２．００％＞
　Ｓｉは脱酸剤であり、また、鋼板の硬度の向上にも有効な元素である。本実施形態では、Ｓｉは高温環境下で鋼板の硬度を維持するために極めて重要な元素である。Ｓｉ含有の効果を得るために、Ｓｉ含有量を１．００％超とする。好ましくはＳｉ含有量を１．１０％以上、より好ましくは１．２０％以上または１．３０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の靱性を阻害する場合があるため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。好ましくはＳｉ含有量を１．９０％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。
　＜Ｍｎ：０．６０～２．００％＞
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、硬度を向上させる元素であり、鋼板の硬度を確保するために、０．６０％以上を含有させることが必要である。好ましくはＭｎ含有量を０．７０％以上、より好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、靭性が低下し、また、セメンタイトの形成を促進し、結果的に鋼板の高温硬度の低下を生じることがある。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。好ましくはＭｎ含有量を１．５０％以下または１．３５％以下、より好ましくは１．２０％以下または１．００％以下とする。
　＜Ｃｒ：０．１０～２．００％＞
　Ｃｒは、焼入れ性を高め、鋼板の靭性及び硬度を向上させる元素である。鋼板の靱性及び硬度を確保するため、Ｃｒ含有量を０．１０％以上とする。好ましくはＣｒ含有量を０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると鋼板の靱性が低下するため、Ｃｒ含有量を２．００％以下とする。好ましくはＣｒ含有量を１．７０％以下、より好ましくは１．５０％以下とする。
　＜Ｍｏ：０．０５～１．００％＞
　Ｍｏも、焼入れ性を高め、鋼板の硬度を向上させる元素である。また、Ｍｏは、高温環境下でも鋼板の硬度を維持するために有効な元素である。そのため、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。好ましくはＭｏ含有量を０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の靱性が低下するため、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。好ましくはＭｏ含有量を０．６０％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
　＜Ａｌ：０．０１０～０．１００％＞
　Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。また、ＡｌはＮとＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化させて、鋼板の靱性を向上させる。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくはＡｌ含有量を０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ａｌを過剰に含有させると、鋼板の靭性の低下を生じるため、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。好ましくはＡｌ含有量を０．０８０％以下、より好ましくは０．０７０％以下とする。
　＜Ｎ：０．００２０～０．０１００％＞
　Ｎは、ＡｌやＴｉと窒化物を形成し、結晶粒を微細化させて、鋼板の靱性を向上させる元素である。そのため、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。好ましくはＮ含有量を０．００３０％以上、より好ましくは０．００４０％以上とする。一方、Ｎを過剰に含有する場合は、粗大な窒化物が生成し、鋼板の靭性を低下させるため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくはＮ含有量を０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下とする。
　＜Ｂ：０．０００３～０．００２０％＞
　Ｂは、鋼の焼入れ性を顕著に高め、特に鋼板の板厚中央部の硬度の向上に有効な元素である。そのため、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。好ましくはＢ含有量を０．０００５％以上、より好ましくは０．０００７％以上、より一層好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂを過剰に含有する場合は、硼化物を形成し、焼入れ性が低下し、鋼板の硬度を確保できなくなるため、Ｂ含有量を０．００２０％以下とする。好ましくはＢ含有量を０．００１８％以下、より好ましくは０．００１６％以下とする。
　＜Ｐ：０．０２００％以下＞
　Ｐは不純物であり、鋼板の靱性や加工性を低下させるため、Ｐ含有量を０．０２００％以下に制限する。好ましくはＰ含有量を０．０１５０％以下、より好ましくは０．０１００％以下とする。Ｐ含有量の下限は０％とすることが好ましいが、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　＜Ｓ：０．０１００％未満＞
　ＳもＰと同様、不純物であり、鋼板の靱性を低下させることから、Ｓ含有量を０．０１００％未満に制限する。好ましくはＳ含有量を０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下とする。Ｓ含有量の下限は０％が好ましいが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　本実施形態に係る鋼板では、鋼板の硬度や靱性などの機械的性質を向上させる目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＴｉの１種又は２種以上を選択的に含有させることができる。これらの成分の含有量の下限は、０％である。
　＜Ｃｕ：０～０．５００％＞
　Ｃｕは、微細な析出物を形成し、鋼板の強度の向上に寄与する元素であり、０．００１％以上を含有させてもよい。より好ましくはＣｕ含有量を０．０５０％以上、より一層好ましくは０．１００％以上とする。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼板の耐摩耗性を劣化させるため、Ｃｕ含有量の上限は０．５００％以下とする。より好ましくはＣｕ含有量を０．４５０％以下、より一層好ましくは０．４００％以下とする。
　＜Ｎｉ：０～１．００％＞
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて、鋼板の硬度の向上に寄与する元素であり、０．０５％以上を含有させてもよい。より好ましくはＮｉ含有量を０．１０％以上、より一層好ましくは０．２０％以上とする。一方、Ｎｉは高価な合金元素であるため、コストの観点から、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。より好ましくはＮｉ含有量を０．７０％以下、より一層好ましくは０．５０％以下とする。
　＜Ｎｂ：０～０．０５０％＞
　Ｎｂは、窒化物の形成や再結晶の抑制によって、結晶粒の細粒化に寄与する元素であり、鋼板の靱性を向上させるために、０．００５％以上を含有させてもよい。より好ましくはＮｂ含有量を０．００７％以上、より一層好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、鋼板の靭性を低下させることがあるため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。より好ましくはＮｂ含有量を０．０３０％以下、より一層好ましくは０．０２０％以下とする。
　＜Ｖ：０～０．１２０％＞
　Ｖは、鋼板の硬度の向上に寄与する元素であり、０．０１０％以上を含有させてもよい。より好ましくはＶ含有量を０．０２０％以上、より一層好ましくは０．０４０％以上とする。一方、Ｖを過剰に含有させると、鋳片の割れが生じて製造性を損なう場合があるため、Ｖ含有量は０．１２０％以下とする。より好ましくはＶ含有量を０．１００％以下、より一層好ましくは０．０７０％以下とする。
　＜Ｔｉ：０～０．０２５％＞
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、結晶粒を微細化させて、鋼板の靱性を向上させる元素であり、０．００５％以上を含有させてもよい。より好ましくはＴｉ含有量を０．００７％以上、より一層好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、鋼板の靭性を低下させることがあるため、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。より好ましくはＴｉ含有量を０．０２０％以下、より一層好ましくは０．０１５％以下とする。
　鋼中の介在物の形態等を制御するために、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を選択的に含有させることができる。これらの成分の含有量の下限は、０％である。
　＜Ｃａ：０～０．０５０％＞
　＜Ｍｇ：０～０．０５０％＞
　＜ＲＥＭ：０～０．１００％＞
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、何れもＳと結合して硫化物を形成し、熱間圧延によって延伸しにくい介在物を形成する元素であり、主に鋼板の靱性の改善に寄与する。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを過剰に含有させると、これらの元素がＯとともに粗大な酸化物を形成し、鋼板の靭性が低下する場合がある。このため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量はそれぞれ、０．０５０％以下、ＲＥＭ含有量は０．１００％以下とする。より好ましくはＣａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量をそれぞれ、０．０２０％以下、より一層好ましくは０．０１０％以下または０．００５％以下とする。一方、鋼板の靱性向上効果を得るためには、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量はそれぞれ、０．０００５％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはＣａ含有量、Ｍｇ含有量をそれぞれ、０．０００７％以上、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とする。
　なお、ＲＥＭ（希土類金属元素）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を意味する。ＲＥＭの含有量とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、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、本実施形態に係る鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、本実施形態に係る鋼板においては、不純物のうち、Ｐ及びＳについては、上述のように、上限を規定する必要がある。
　さらに、鋼中の不純物として、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＡｓが１種又は２種以上が混入する場合がある。これら不純物が混入しても、耐摩耗鋼の通常の混入レベル（含有量の範囲）であれば、特に問題はない。そのため、下記の耐摩耗鋼の通常の混入レベルに、これらの含有量を制限する。これら不純物の含有量の下限は、０％である。
＜Ｏ：０．００６％以下＞
　Ｏは、鋼中に不純物として混入する場合があるが、粗大な酸化物を形成する元素であるため、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えると、鋼中に粗大な酸化物を形成し、鋼板の耐摩耗性が劣化するため、Ｏ含有量は０．００６％以下とする。好ましくはＯ含有量を０．００５％以下、より一層好ましくは０．００４％以下とする。
　＜Ｓｂ：０．０１％以下＞
　Ｓｂは、鋼原料としてスクラップから混入する元素である。特に、Ｓｂを過剰に含有させると、鋼板の耐摩耗性が劣化するため、Ｓｂ含有量を０．０１％以下とする。好ましくはＳｂ含有量を０．００７％以下、０．００５％以下とする。
　＜Ｓｎ：０．０１％以下＞
　Ｓｎは、Ｓｂと同様に、鋼原料としてスクラップから混入する元素である。特に、Ｓｎを過剰に含有させると、鋼板の耐摩耗性が劣化するため、Ｓｎ含有量を０．０１％以下とする。好ましくはＳｎ含有量を０．００７％以下、０．００５％以下とする。
　＜Ａｓ：０．０１％以下＞
　Ａｓは、Ｓｂ、Ｓｎと同様に、鋼原料としてスクラップから混入する元素である。特に、Ａｓを過剰に含有させると、鋼板の耐摩耗性が劣化するため、Ａｓ含有量を０．０１％以下とする。好ましくはＡｓ含有量を０．００７％以下、０．００５％以下とする。
　本実施形態に係る鋼板は、室温における鋼板の表層部と板厚中央部との硬度差が小さく、表層部硬度に対する硬度差の割合が１５．０％以下となるように、下記式（１）で求められる指標Ｑを０．００以上とする。指標Ｑは、板厚Ｔ（ｍｍ）の数値、各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を無次元の数値として代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合、［Ｘ］は０とする。鋼板の表層部と板厚中央部との硬度差を小さくするために、指標Ｑは、好ましくは０．０１以上、より好ましくは０．０４以上、更に好ましくは０．０５以上、より一層好ましくは０．１０以上とする。指標Ｑの上限は特に規定しないが、指標Ｑを大きくすると、炭素等量Ｃｅｑ（％）も大きくなるので、自ずと制限される。炭素等量Ｃｅｑ（％）を０．８００％未満にして溶接性を確保するために、指標Ｑは１．１０以下が好ましい。より好ましくは指標Ｑを０．８０以下または０．５０以下、より一層好ましくは０．３０以下または０．２０以下とする。
　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）
　本実施形態に係る鋼板は、溶接割れを抑制し、鋼板の溶接性を確保するために、炭素当量Ｃｅｑ（％）を０．８００％未満とする。炭素等量Ｃｅｑ（％）も、各元素の質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合、［Ｘ］は０とする。炭素等量Ｃｅｑ（％）の下限は特に規定しないが、炭素等量Ｃｅｑ（％）を小さくすると指標Ｑも小さくなるので、自ずと制限される。指標Ｑを０．００以上にして硬度差を小さくするために、炭素等量Ｃｅｑ（％）は０．５０７％以上が好ましい。鋼板の耐摩耗性を高めるために、より好ましくは炭素等量Ｃｅｑ（％）を０．６００％以上、より一層好ましくは０．６５０％以上とする。さらにより一層好ましくは炭素等量Ｃｅｑ（％）を０．７００％以上とする。鋼板の溶接性の向上のため、炭素等量Ｃｅｑ（％）を０．７８５％以下、０．７７０％以下または０．７６０％以下としてもよい。
　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）
　本実施形態に係る鋼板は、室温における表層部硬度と板厚中央部硬度との差（硬度差）が小さく、表層部硬度に対する表層部硬度と板厚中央部硬度との差の割合が１５．０％以下となり、長期間に亘って優れた耐摩耗性を発揮することができる。硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）は小さいほど好ましいが、０％未満または１．０％未満にすることは困難である。このため、その下限を０％または１．０％としてもよい。合金元素の含有量の増加に伴うコストの上昇を考慮すると、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）は３．０％以上であってもよい。表層部硬度及び板厚中央部硬度は、室温におけるビッカース硬さＨＶ５であり、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠して測定する。表層部硬度は、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を測定面とし、鋼板の板厚方向で表面から１ｍｍ～５ｍｍの範囲で測定したビッカース硬さＨＶ５の平均値である。鋼板の表層部硬度の測定では、当該範囲において、少なくとも１ｍｍ毎に５点、合計２５点におけるビッカース硬さを測定する。板厚中央部硬度は、前記測定面において、鋼板の板厚方向の中央部から±５ｍｍ（合計１０ｍｍ厚み）の範囲で測定したビッカース硬さＨＶ５の平均値である。鋼板の中央部硬度の測定では、前記範囲において、少なくとも１ｍｍ毎に５点、合計５５点におけるビッカース硬さを測定する。
　本実施形態に係る鋼板は、室温での前記表層部硬度Ｈｖｓがビッカース硬さ（ＨＶ５）で４００以上である。前記表層部硬度Ｈｖｓがビッカース硬さ（ＨＶ５）で４００未満であると、鋼板の表層部の強度が不十分であるため、建設機械、産業機械などの用途に用いることができない。耐摩耗性の向上のため、室温での前記表層部硬度Ｈｖｓをビッカース硬さ（Ｈｖ５）で、４４０以上、４６０以上、４８０以上または５００以上としてもよい。
　なお、本実施形態に係る鋼板は、表層部から板厚中央部まで非常に高い硬さを示しており、引張強さも非常に高い。必要に応じて、室温での引張強さ（ＴＳ）を１０００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以上、１３５０ＭＰａ以上または１５００ＭＰａ以上としてもよい。前記引張強さの上限を特に定める必要はないが、２３００ＭＰａ以下としてもよい。なお、引張強さは、全厚試験片（つまり、板状試験片）または鋼板表面から板厚Ｔの１／４離れた位置（Ｔ／４）から丸棒試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定する。
　本実施形態に係る鋼板は、熱間圧延によって製造される鋼板であり、板厚が４０ｍｍ以上、好ましくは４２ｍｍ以上または５０ｍｍ以上、より好ましくは６０ｍｍ以上または８０ｍｍ以上の鋼板である。板厚の上限は特に規定せず、用途によっては１５０ｍｍであってもよい。鋼板の板厚方向の特性の均質化を考慮して、板厚を１００ｍｍ以下としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態において、上記の化学組成を有する鋼片は、転炉・電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法等の公知の方法で製造することができ、特に制限はない。
　本実施形態では、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、そのまま水冷するか、又は空冷した後、再加熱して焼入れて、鋼板を製造する。ただし、鋼板は焼入れままとし、焼戻しなどの熱処理を施さないものとする。
　鋼を溶製し、鋳造した後、そのまま熱間圧延を行ってもよいが、鋼片を、一旦、室温まで冷却し、Ａｃ３点以上の温度に再加熱して、熱間圧延を行ってもよい。Ａｃ３点は、昇温によって鋼の組織がオーステナイトになる（オーステナイト変態が完了する）温度である。熱間圧延の加熱温度は、変形抵抗を低下させるために、好ましくは９００℃以上、より好ましくは１０００℃以上とする。一方、熱間圧延の加熱温度が高過ぎると、組織が粗大になり、鋼板の低温靭性が低下する場合があるため、１２５０℃以下が好ましい。より好ましくは加熱温度を１２００℃以下、より一層好ましくは１１５０℃以下とする。
　熱間圧延は、降温によってフェライト変態が開始する温度であるＡｒ３点以上で終了することが好ましい。Ａｃ３点及びＡｒ３点は、鋼片から試験片を採取し、加熱時及び冷却時の熱膨張挙動から求めることができる。熱間圧延後直ちに２５０℃以下の温度まで焼入れるか、または、熱間圧延後空冷された鋼板をＡｃ３点以上の温度に再加熱し、２５０℃以下の温度まで焼入れる。
　以下、本発明に係る鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明する。しかし本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造後に熱間圧延を行って表３に示す板厚の鋼板とし、室温まで空冷した。その後、表３に示す焼入れ温度まで昇温後、焼入れを行って、板厚が４０ｍｍ以上の鋼板を製造した。得られた鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を試験面として、表層部及び板厚中央部のビッカース硬さをＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠し、室温で、試験力を４９．０３Ｎ（５ｋｇｆ）として測定した。表層部のビッカース硬さ（表層部硬度）Ｈｖｓは、鋼板の板厚方向で表面から１ｍｍ～５ｍｍの範囲（表層部）で、１ｍｍ毎に５点、合計２５点におけるビッカース硬さを測定し、これらの平均値（算術平均）から得た。板厚中央部のビッカース硬さ（板厚中央部硬度）Ｈｖｃは、鋼板の板厚方向の中央部から±５ｍｍ（合計１０ｍｍ厚み）の範囲で、１ｍｍ毎に５点、合計５５点におけるビッカース硬さを測定し、これらの平均値（算術平均）から得た。このようにして得られた表層部硬度Ｈｖｓ及び板厚中央部硬度Ｈｖｃの値を用いて、室温における鋼板の表層部と中央部の硬度差を示す硬度差割合△Ｈｖ／Ｈｖｓ（％）を得た。なお、硬度差割合ΔＨｖ／Ｈｖｓ（％）は、下記式（ｂ）で表される。
　△Ｈｖ／Ｈｖｓ（％）＝１００×（Ｈｖｓ－Ｈｖｃ）／Ｈｖｓ　・・・　（ｂ）
　また、鋼板から試料を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５２－１９９１に準拠し、４００℃にて、試験力を９．８０７Ｎ（１ｋｇｆ）として高温ビッカース硬さ試験を行った。これにより、鋼板の前記表層部の高温硬度（ＨＶ１）を得た。なお、表層部の高温硬度の測定は、温度の制御及び試験力以外の条件を上記の表層部ビッカース硬さ試験（室温）と同一にして行った。さらに、鋼板の表面から板厚Ｔの１／４離れた位置（Ｔ／４）から、圧延方向に平行な方向のフルサイズのＶノッチシャルピー試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して、０℃のシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。
　各評価項目の判断基準は次の通りである。表層部硬度Ｈｖｓ（ＨＶ５）、板厚中央部硬度Ｈｖｃ（ＨＶ５）はいずれも、耐摩耗性の観点から４００以上、切断加工性の観点から６００以下を良好と判断した。表層部の高温硬度（ＨＶ５）は、高温での耐摩耗性の観点から３００以上を良好と判断した。０℃のシャルピー吸収エネルギーは１５Ｊ以上を良好と判断した。
　結果を表３に示す。Ｎｏ．１～１８は、指標Ｑおよび炭素当量Ｃｅｑ（％）を含む化学組成、板厚Ｔの各パラメータが本発明の範囲内であり、表層部と中央部の硬度差割合△Ｈｖ／Ｈｖｓも１５．０％以下である。これらの鋼は、何れも、表層部硬度Ｈｖｓ、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、表層部の高温硬度、及び０℃のシャルピー吸収エネルギーに優れた鋼板である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　一方、表３のＮｏ．１０１～１１５は比較例であり、Ｑ値を含む化学組成が本発明の範囲外である。Ｎｏ．１０１～１０３は、板厚との関係でＱ値が低くなり、硬度差割合△Ｈｖ／Ｈｖｓ（％）が１５．０％を超えた例である。
　Ｎｏ．１０６はＳｉ含有量が不足し、表層部の高温硬度が低下した例である。一方、Ｎｏ．１０７はＳｉ含有量が多く、靱性が低下した例である。
　Ｎｏ．１０４、１０８及び１１４、は、それぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量及びＢ含有量が不足し、表層部硬度Ｈｖｓ、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、及び表層部の高温硬度が低下した例である。
　Ｃｒ含有量が不足しているＮｏ．１１０は、表層部硬度Ｈｖｓ、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、及び表層部の高温硬度に加えて靭性も低下した例である。
　Ｍｏ含有量が不足しているＮｏ．１１２は、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、表層部の高温硬度、及び靭性が低下した例である。
　Ｎｏ．１０５はＣ含有量が多く、表層部硬度Ｈｖｓが過剰に高くなった例である。
　Ｍｎ含有量が多いＮｏ．１０９、Ｃｒ含有量が多いＮｏ．１１１、Ｍｏ含有量が多いＮｏ．１１３は、靭性が低下した例である。
　Ｂ含有量が過剰であるＮｏ．１１５は表層部硬度Ｈｖｓ、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、及び表層部の高温硬度が低下した例である。
　なお、すべての実施例において、Ｏ含有量は０．００６％以下であり、且つ、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量、及びＡｓ含有量はすべて０．０１％以下であった。
　このように、化学組成及びＱ値の何れか１つ以上が本発明の範囲外である比較例Ｎｏ．１０１～１１５は、硬度差割合△Ｈｖ／Ｈｖｓ、表層部硬度Ｈｖｓ、板厚中央部硬度Ｈｖｃ、表層部の高温硬度、靱性の少なくとも一つが、良好と判断される評価基準に達しなかった。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２０～０．３５％、
    Ｓｉ：１．００％超～２．００％、
    Ｍｎ：０．６０～２．００％、
    Ｃｒ：０．１０～２．００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
    Ｂ：０．０００３～０．００２０％、
    Ｐ：０．０２００％以下、
    Ｓ：０．０１００％未満、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｖ：０～０．１２０％、
    Ｔｉ：０～０．０２５％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    Ｍｇ：０～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０～０．１００％、及び
    残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　下記式（１）で求められる指標Ｑが０．００以上であり、
    　下記式（２）で求められる炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．８００％未満である化学組成を有し、
    　室温における表層部硬度に対する表層部硬度と板厚中央部硬度との差の割合が１５．０％以下であるとともに室温における表層部硬度がビッカース硬さで４００以上であり、
    　板厚Ｔが４０ｍｍ以上である鋼板。
    　Ｑ＝０．１８－１．３（ｌｏｇＴ）＋０．７５（２．７×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）　・・・　（１）
    　Ｃｅｑ（％）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／４　・・・　（２）
    　前記式（１）の指標Ｑは、板厚Ｔ（ｍｍ）の数値及び各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。前記式（２）の炭素当量Ｃｅｑ（％）は、各元素Ｘの質量％での含有量［Ｘ］の数値を代入して計算し、元素Ｘを含有しない場合は０を代入する。
  2. 　前記指標Ｑが０．０４以上であり、
    　前記割合が１３．０％以下である請求項１に記載の鋼板。
  3. 　質量％で、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％
    である化学組成を有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
  4. 　質量％で、
    Ｍｎ：０．６３～２．００％
    である化学組成を有する請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
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