JP5423806B2 - 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった、耐摩耗性を要求される機械の構成部材として用いるのに好適な、高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法に関する。

機械の構成部材の耐摩耗性はその表面硬度に強く支配されることから、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった、耐摩耗性を要求される機械の構成部材には、高硬度鋼が適用される。近年では、寒冷地での鉱山開発が活発となり、これに伴って寒冷地で使用される建設機械の需要が増加している。こうした寒冷地での使用を考え、耐摩耗鋼にも低温靭性が求められている。加えて、優れた加工性を備えてなる、こうした耐摩耗鋼のニーズも高まっている。

例えば、高靭性化の課題を解決するために、特許文献１に、成分系と加熱圧延、熱処理の最適化により、高硬度と高靭性を両立させる方法が提案されている。

また、特許文献２においては、未再結晶域の圧下を通じたオーステナイト粒の形態制御、及び直接焼入れを用いることによる高靭性化が提案されている。

特開平０９−１１８９５０号公報 特開２００２−８０９３０号公報

しかしながら、特許文献１で提案された方法は、寒冷地での使用を視野に入れたものではなく、寒冷地での使用を考えた場合には、十分と言える靭性を確保できているわけではない。

また、特許文献２で提案された方法では、未再結晶域での圧下量を大きくとる必要があり、製造条件に大きな制約を受ける。また、圧下の浸透し難い厚肉材の製造には不向きである。

更に、これらの方法は、いずれも耐摩耗性鋼の加工性の向上については、考慮されてはいない。

本発明の目的は、このような状況に鑑み、寒冷地でも使用が可能な靭性を有し、加工性が良好で、かつ製造条件に特性が左右され難い高靱性耐摩耗鋼とその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、次の(a)〜(h)の知見を得た。

(a) 一般に硬度が高くなるほど靭性は低下する傾向にあるが、耐摩耗鋼の場合には、耐摩耗性を確保するために一定の硬度が必要となる。そのため、耐摩耗性、靱性、加工性を種々に検討した結果、耐摩耗性、靱性、加工性が並立できる硬度範囲が存在することを見出した。

(b) そして、硬度制御のためには、Ｃ量を制御すれば良い。但し、より安定した靭性を得るためには、硬度制御だけでは十分でなく、焼入性も制御しなければならない。つまり、安価に耐摩耗鋼を製造しようとした場合、マルテンサイト組織を利用することが一般的であるが、焼入性が不足し上部ベイナイト組織が生成した場合、大きく靭性が劣化するため、一定以上の焼入性を持たせなければならない。ここで、板厚が増加すれば焼きが入り難くなるため、単に一定の焼入性を増加させるだけでなく、板厚に応じた焼入性が必要となる。

(c) このように、硬度及び所望の組織を得るために、板厚に応じた焼入性を鋼材に与えることで、耐摩耗性と低温靭性と加工性とを並立できることを見出した。

具体的には、Ｃ量を始めとして鋼組成を規定するとともに、表面硬度を所定範囲に規定し、焼入性の板厚との比並びにマルテンサイト変態開始温度を規定する。

なお、焼入性の板厚との比は、耐摩耗鋼として、板厚に応じて適正な焼入性を確保するために所要の範囲になるように規定する。というのは、板厚ｔが大きくなると板厚中心部の焼入性が低下するところ、鋼中の合金成分の含有量を増加することによって焼入性を維持することはできるものの溶接性と加工性を損ねるおそれがあるからである。

また、マルテンサイト変態開始温度を規定するのは、マルテンサイト変態開始温度が低いほどマルテンサイトが生成する温度を低下させることができることに加えて、マルテンサイト以外の組織としてベイナイト組織が生成するときに、下部ベイナイト組織が生成しやすくなるため、高靱性が得られやすいからである。

(d) 具体的な鋼組成は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．１〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜１．３％，Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｃｒ：０．２〜０．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００３〜０．００４％，Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。さらに、任意添加成分として、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｍｏ：０．５％以下，Ｖ：０．０８％以下の元素のうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

(e) 鋼の表面硬度については、機械加工が容易でかつ耐摩耗性鋼として使用し得る硬度として、具体的には、ブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００とする必要がある。

(f) 焼入性の板厚との比並びにマルテンサイト変態開始温度については、焼入性指数ＤＩの板厚ｔ（mm）との比ＤＩ/tが下記の(1)式を満足するとともに、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）が下記の(2)式を満足する必要がある。

ＤＩ/t＝０．５〜１５．０・・・・(1)式
Ｍｓ≦４３０・・・・(2)式
ここで、ｔは鋼の板厚(mm)、ＤＩは焼入性指数、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度（℃）である。

なお、焼入性指数ＤＩは、鋼の化学成分に依存し、下記の(3)式で計算することができる。本来は理想臨界直径を意味し、丸棒に理想的な冷却による焼入れを行ったとき、丸棒の中心部の５０％がマルテンサイト組織となる直径である。したがって、焼入性指数として転用できるものである。

ＤＩ＝9.238√C(1+0.64Si)(1+4.1Mn)(1+0.27Cu)(1+0.5Ni)(1+2.33Cr)(1+3.14Mo) ・・・・(3)式
ここで、式中の元素記号は鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

また、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは焼入れ冷却に際してのマルテンサイト変態開始温度（℃）であり、これも鋼の化学成分に依存し、下記の(4)式で計算することができる。

Ｍｓ＝521−353xC−22xSi−24xMn−27xNi−18xCr−8xCu−16xMo ・・・・(4)式
ここで、式中の元素記号は鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

(g) 次に、優れた靭性を得るにはマルテンサイトを主体とした組織、具体的にはマルテンサイト比率を７０％以上とする組織とすることが好ましい。

しかしながら、マルテンサイト組織は加工性を低下させる原因となる。また、鋼中の炭素含有量も加工性を低下する原因となる。したがって、優れた加工性を有する高靱性耐摩耗鋼とするために、マルテンサイト比率Ｍと炭素含有量の積を２３以下とするのが好ましい。

(h) このような硬度及びミクロ組織並びに板厚に応じた焼入性を有する鋼は、前述の鋼組成を持つスラブから、次の(i)または(ii)のいずれかの方法によって製造することができる。

(i) ９００〜１２００℃の温度に加熱し、引き続き熱間圧延を行い、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点−１００℃以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後冷却し、その後Ａｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷する「再加熱焼入れ」による方法。

(ii) ９００〜１２００℃の温度に加熱し、引き続き熱間圧延を行い、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後、Ａｒ_３点以上の温度から冷却速度３．０℃/sec以上で鋼板の表面温度で２００℃以下まで冷却する「直接焼入れ」による方法。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは下記の(1)〜(5)に示す通りである。

(1) 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．１〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜１．３％，Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｃｒ：０．２〜０．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００３〜０．００４％，Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記(1)式および(2)式を満足し、ミクロ組織中のマルテンサイト比率Ｍが７０％以上であり、かつ下記(5)式を満足し、表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００であることを特徴とする高靱性耐摩耗鋼。
ＤＩ/t＝０．５〜１５．０・・・・(1)式
Ｍｓ≦４３０・・・・(2)式
Ｍ×Ｃ≦２３ ・・・・・・・・・・・(5)式
ここに、ｔは鋼の板厚(mm)、ＤＩは焼入性指数、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度、Ｍはマルテンサイト比率（％）を、そして、Ｃは鋼中の炭素の含有量（質量％）であり、ＤＩおよびＭｓはそれぞれ、下記の(3)式および(4)式に基づいて計算される。なお、式中の元素記号は鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
ＤＩ＝9.238√C(1+0.64Si)(1+4.1Mn)(1+0.27Cu)(1+0.5Ni)(1+2.33Cr)(1+3.14Mo) ・・・・(3)式
Ｍs＝521−353xC−22xSi−24xMn−27xNi−18xCr−8xCu−16xMo ・・・・(4)式

(2) さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｍｏ：０．５％以下，Ｖ：０．０８％以下の元素のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の高靱性耐摩耗鋼。

(3) 上記(1)または(2)に記載された化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点−１００℃以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後冷却し、その後Ａｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷することを特徴とする上記(1)または(2)の高靱性耐摩耗鋼の製造方法。

(4) 上記(1)または(2)に記載された化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後、Ａｒ_３点以上の温度から冷却速度３．０℃/sec以上で鋼板の表面温度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする上記(1)または(2)の高靱性耐摩耗鋼の製造方法。

本発明により、寒冷地でも使用が可能な靭性を有し、加工性が良好で、かつ製造条件に特性が左右され難い高靱性耐摩耗鋼が得られる。

以下、本発明を詳細に説明する。

１．本発明に係る高靱性耐摩耗鋼の化学組成について
まず、本発明にかかる高靱性耐摩耗鋼の化学組成を、上述したように規定する理由を詳細に説明する。なお、各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは、表面硬度の向上に最も有効な元素であり、安価である。ただし、Ｃ含有量が０.１５％未満であると、他の合金元素の含有量を増やして、硬度を補う必要が生じるので、コスト増となる。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると硬度が高くなりすぎるので、靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．１５〜０．２５％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．１７％である。また、Ｃ含有量の上限は好ましくは０．２２％である。

Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、表面硬度の向上に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ含有量が０．１％以下では表面硬度の向上効果が不十分であり、一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量を０．１〜１．０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．２％である。また、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．８％である。

Ｍｎ：０．４〜１．３％
Ｍｎは、焼入性の向上を通じて、表面硬度を向上させる元素である。ただし、Ｍｎ含有量が０．４％未満では、他の合金元素の含有量を増やして、硬度を補う必要が生じるので、コスト増となる。一方、Ｍｎ含有量が１．３％を超えると靭性が著しく損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量を０．４〜１．３％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．６％である。また、Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．２％である。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素であり、結晶粒界に偏析して鋼の耐遅れ破壊性および靱性を劣化させるため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、このような悪影響が顕著になるため、Ｐ含有量は０．０１５％以下に限定する。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素であり、鋼の延性や靱性を劣化させるため、Ｓ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｓ含有量が０．００５％を超えると、このような悪影響が顕著になることから、Ｓ含有量は０．００５％以下に限定する。

Ｃｒ：０．２〜０．９％
Ｃｒは、焼入性を高める働きを通じて、硬度および靱性の向上にともに有効な元素である。ただし、Ｃｒ含有量が０．２％未満ではかかる効果が充分ではない。一方、Ｃｒ含有量が０．９％を超えると靱性を著しく劣化させる。したがって、Ｃｒ含有量を０．２〜０．９％とする。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは０．３％である。また、Ｃｒ含有量の上限は好ましくは０．８％である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
Ｎｂは、スラブ加熱時だけでなく、焼入れ時にも結晶粒の粗大化を抑制する元素であるため、破面単位の微細な鋼材の製造に有効な元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではかかる効果が充分ではない。一方、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えるとその効果が飽和するだけでなく溶接性を著しく阻害する。したがって、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０３％とする。Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．０１０％である。また、Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．０２５％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、脱酸元素として有効であることに加えて、窒化物の生成を通じて加熱時の結晶粒の細粒化に有効な元素である。この効果を得るためには、鋼中のＴｉの総含有量を０．００５％以上とすることが必要である。ただし、Ｔｉを０．０３％を超えて含有させた場合には、Ｔｉの形成する炭化物による靭性劣化が顕著となる。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０３％とする。Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．００８％である。また、Ｔｉ含有量の上限は好ましくは０．０２５％である。

Ｂ：０．０００３〜０．００４％
Ｂは、焼入性を著しく向上させる極めて重要な元素である。ただし、Ｂ含有量が０．０００３％未満では焼入性の向上効果は充分ではない。一方、Ｂ含有量が０．００４％を超えると、靱性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００４％とする。Ｂ含有量の下限は好ましくは０．０００５％である。また、Ｂ含有量の上限は好ましくは０．００３％である。

Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、スラブ加熱時にＡｌＮを生成することにより、初期オーステナイト粒の過成長を効果的に抑制することができる元素である。ただし、Ａｌが０．００５％未満ではこの効果が充分ではない。一方、Ａｌ含有量が０．０８％超含有すると、靱性が著しく劣化する。したがって、Ａｌ含有量を０．００５〜０．０８％とする。Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．０１０％である。また、Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０７％である。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する元素であり、靭性の悪化原因となるため、Ｎ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｎ含有量が０．００５％を超えると、靱性に対する悪影響が顕著になるため、Ｎ含有量は０．００５％以下に限定する。

本発明にかかる高靱性耐摩耗鋼は、上記に示す成分のほかに、Ｆｅと不純物を含む。なお、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石あるいは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指す。

本発明にかかる高靱性耐摩耗鋼は、さらに任意添加元素として、下記に示す元素の１種又は２種以上を含んでもよい。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは任意添加元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、強度および耐食性をより向上させる効果を有する。しかしながら、Ｃｕを０．５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。したがって、Ｃｕを含有させる場合の上限を０．５％とする。なお、Ｃｕによる強度および耐食性の向上効果を確実に得たい場合には、Ｃｕを０．２％以上含有させるのが好ましい。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは任意添加元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果がある。しかしながら、Ｎｉを０．５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。したがって、Ｎｉを含有させる場合の上限を０．５％とする。なお、Ｎｉによる靱性の向上効果を確実に得たい場合には、Ｎｉを０．２％以上含有させるのが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは任意添加元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｍｏを０．５％を超えて含有させると、特にＨＡＺの硬度が高まり靱性と溶接性を損なう。したがって、Ｍｏを含有させる場合の上限を０．５％とする。なお、Ｍｏによる母材の強度と靱性の向上効果を確実に得たい場合には、Ｍｏを０．１％以上含有させるのが好ましい。

Ｖ：０．０８％以下
Ｖは任意添加元素であり、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｖを０．０８％を超えて含有させると、母材の性能向上効果が飽和するだけでなく、靱性劣化を招く。したがって、Ｖを含有させる場合の上限を０．０８％とする。なお、Ｖによる母材の強度の向上効果を確実に得たい場合には、Ｖを０．０１％以上含有させるのが好ましい。

２．本発明に係る高靱性耐摩耗鋼のミクロ組織について
本発明に係る高靱性耐摩耗鋼が優れた高靭性を発揮するためには、鋼材の板厚中心部までマルテンサイトを主体としたミクロ組織とすることが必要になる。

まず、マルテンサイトを主体としたミクロ組織を鋼材の板厚中心部まで得るためには、焼入性指数ＤＩの鋼の板厚(mm)との比ＤＩ/tを０．５〜１５．０に制御する必要がある。ＤＩ/tが０．５を下回ると、十分なマルテンサイト比率が得られず靭性が劣化する一方、ＤＩ/tが１５．０を超えると、多量に合金元素を添加することが必要となり、合金コストが高騰するだけでなく、靭性も大きく劣化するからである。

次に、焼入れままで優れた靭性を得るためには、マルテンサイトの他に生成するミクロ組織として、靱性に劣る上部ベイナイトの生成を極力抑制することが必要となる。そのためには、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）を４３０℃以下とすることによって、靭性に劣る上部ベイナイト組織の生成は抑制される。マルテンサイトの他に生成するミクロ組織としては、靭性に優れた下部ベイナイト組織が生成しやすくなる。したがって、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）を４３０℃以下とすることによって、焼入れままで優れた靭性を得ることができる。

本発明にかかる高靱性耐摩耗鋼は、マルテンサイトを主体としたミクロ組織であることが必要であるが、他のミクロ組織を含んでいてもよい。上述の下部ベイナイト組織のほかに、例えば、残留オーステナイトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトは母材靭性を悪化させる原因となるので、５％未満とすることが好ましい。

３．本発明に係る高靱性耐摩耗鋼の加工性について
本発明にかかる高靱性耐摩耗鋼を、例えばショベルカーのショベルに使用する場合には、鋼自体をショベル状に加工する必要がある。旋削、穿孔などによる機械加工性に優れるためには、表面の硬度が重要になる。

よって、鋼の表面硬度をブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００とする必要がある。ＨＢＷ４００未満であると、柔らかく耐摩耗鋼として使用するのが難しく、一方、ＨＢＷ５００超であると、硬すぎて機械加工が困難になるからである。表面硬度の好ましい範囲はＨＢＷ４１０〜４７０である。

次に、優れた靭性を得るにはマルテンサイトを主体とした組織、具体的にはマルテンサイト比率を７０％以上とする組織とすることが好ましい。

しかしながら、マルテンサイト組織は加工性を低下させる原因となる。また、鋼中の炭素含有量も加工性を低下する原因となる。したがって、マルテンサイト比率Ｍと炭素含有量の双方が高すぎて、それらの積が２３を超える場合には、加工性が著しく低下する。

よって、優れた加工性を有する高靱性耐摩耗鋼とするために、下記(5)式を満足することが好ましい。

Ｍ×Ｃ≦２３ ・・・・・・・・・・・(5)式
ここに、Ｍはマルテンサイト比率（％）を、そして、Ｃは鋼中の炭素の含有量（質量％）を表す。

４．本発明に係る高靱性耐摩耗鋼の製造方法について
本発明鋼は、前述の鋼組成を持つスラブから、次の(i)または(ii)のいずれかの方法によって製造することができる。

(i) ９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点−１００℃以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後冷却し、その後Ａｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷する「再加熱焼入れ」による方法。

(ii) ９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後、Ａｒ_３点以上の温度から冷却速度３．０℃/sec以上で鋼板の表面温度で２００℃以下まで冷却する「直接焼入れ」による方法。

以下、高靱性耐摩耗鋼の製造方法の各工程を説明する。なお、共通する工程についてはまとめて説明する。

（１）加熱工程について
上記の(i)再加熱焼入れ方法（ＲＤ）、(ii)直接焼入れ方法（ＤＱ）のいずれにおいても、前述の組成を有するスラブを９００〜１２００℃の温度に加熱する。スラブ自体は特にその製造方法は問わない。通常行われる製造方法、たとえば連続鋳造法により製造することができる。

スラブを９００℃以上に加熱するのは、オーステナイト変態させて、均一な組織とするためである。スラブ加熱温度が高くなるほどスラブは軟化し変形抵抗が低下し、次工程である圧延工程での圧延が容易になる。しかし、加熱温度が高いと加熱炉でのエネルギー消費が大きくなり、製造コストあるいは自然環境にも好ましくないので、加熱温度の上限を１２００℃とする。スラブの加熱温度の好ましい上限は１１５０℃以下であり、好ましい下限は１０００℃である。

なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、上記温度域での加熱時間は、２時間以上とすることが好ましい。

（２）熱間圧延工程について
上記の条件で加熱したスラブは熱間加工を施されて所望の形状に仕上げられるが、その際の熱間加工は、１０００℃以下の温度で圧延を行う。１０００℃以下で圧延を行うのは、再結晶による結晶粒の細粒化を促進するためである。スラブ加熱温度が高い場合にはスラブ温度が１０００℃以下に低下してから圧延を開始する。

そして、(i)の再加熱焼入れを行う場合には、Ａｒ_３点−１００℃以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了する。圧延完了温度が低い場合、すなわち圧延完了温度がＡｒ_３点を下回る場合には、続いて水冷を行ったとしても、焼きが入らず十分なマルテンサイト組織を得ることができない。この場合には、一度冷却した後に再加熱して焼入れを行うことでマルテンサイト組織を得ることができる。こうすることで、圧延完了温度がＡｒ_３点を下回っても、一度冷却し再加熱して焼入れを行えばマルテンサイト組織を得ることができる。しかし、圧延完了温度が低くなりすぎるとスラブの変形抵抗が大きくなり圧延が困難になるので、圧延完了温度の下限はＡｒ_３点−１００℃とした。圧延完了温度の好ましい下限はＡｒ_３点である。

一方、圧延完了温度がＡｒ_３点以上である場合には、(ii)の直接焼入れを行うことができるので、わざわざ冷却して再加熱する必要はない。しかし、再加熱した方が焼きが入りやすく、したがってマルテンサイト組織を得やすくなる。よって、再加熱焼入れを行う場合の圧延完了温度の上限はＡｒ_３点＋１５０℃とした。なお、圧延完了温度がＡｒ_３点以上である場合には、(ii)の直接焼入れを行えばよく、再加熱を省略できる観点からは、圧延完了温度の好ましい上限はＡｒ_３点である。
また、(ii)の直接焼入れを行う場合には、Ａｒ_３点以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了する。下記に示す水冷工程で水冷開始温度をＡｒ_３点以上とするため、圧延完了温度の下限はＡｒ_３点とする。圧延完了時から水冷までの間には多少のラグタイムがあり、その間に鋼の温度が低下しうる。このため、圧延完了温度の好ましい下限はＡｒ_３点＋５０℃とする。一方、結晶粒を細粒とし靭性向上を図るため、圧延完了温度の上限はＡｒ_３点＋１５０℃とする。

（３）冷却工程について
(i)の再加熱焼入れを行う場合には、圧延が完了した後、冷却し、その後Ａｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷する。圧延完了後の冷却は特にその方式は問われることはなく、空気中に放冷すれば十分である。なお、圧延後の冷却により被圧延材は室温まで冷却する必要はなく、４００℃程度まで冷却すれば十分である。冷却後はＡｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷する。再加熱温度をＡｃ_３点以上とするのは、水冷開始温度をＡｃ_３点以上とするためであり、オーステナイト単相領域から冷却しないと十分なマルテンサイト組織分率が得られず、硬度、靭性とも低下するからである。再加熱から水冷までのラグタイムを考えると、再加熱温度の下限はＡｃ_３点＋５０℃とすることが好ましい。一方、加熱のために消費されるエネルギーのコストや時間の削減の観点から、再加熱温度の上限は９５０℃とする。なお、水冷は被圧延材を室温まで冷却する必要はなく、２００℃程度まで冷却すれば十分である。

また、(ii)の直接焼入れを行う場合には、Ａｒ_３点以上の温度から冷却速度３．０℃/sec以上で鋼板の表面温度で２００℃以下まで水冷する。この場合もＡｒ_３点以上の温度から冷却を行うのは、(i)の再加熱焼入れを行う場合と同様、オーステナイト単相領域から冷却して十分なマルテンサイト組織を確保するためである。冷却速度は焼きを入れる観点から速い方が好ましく、５．０℃/sec以上で冷却することが好ましい。冷却速度の上限は特にないが、現在の冷却装置の最大冷却速度を考えれば最大でも６０℃/sec程度となる。また、冷却方式は特に制限はなく、例えば、水冷、ミスト冷却等が挙げられる。冷却は鋼板の表面温度で２００℃以下までとするが、これは十分な焼入れ組織を得るためである。

以上、本発明鋼の製造方法について示したが、各工程の間、または各工程中に脱スケール、歪矯正、温度均一化加熱などの処理を行ってもよい。また、本発明鋼は上述のような製造方法で製造した後、焼戻しなしで耐摩耗鋼として使用することができる。

さらに、本発明にかかる加工性、低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法を、実施例を用いて、より具体的に説明する。ただし、本発明が限定するものではない。

表１に示す化学組成および特性を有するスラブに、表２に示す試験条件で、加熱および均熱、熱間圧延、室温までの冷却、再加熱および焼入れを行って、板厚が１２〜５０ｍｍの試料（Ｎｏ．１〜３２）を得た。なお、いずれの試料についても焼戻し処理は行っていない。

これらの試料について、ブリネル表面硬度試験を行うとともに、鋼板の表面から1/4の板厚部分、すなわち板厚(1/4)t位置において−４０℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験においては、_ｖＥ_−４０で２７Ｊ以上の吸収エネルギーを示すものを低温靭性が良好であると判断した。さらに、曲げ試験を行って加工性を評価した。曲げ試験では、ＪＩＳ１号試験片を圧延方向と平行に採取し、曲げ半径３ｔ（ｔは板厚）で割れが生じないものを合格（○）と判断した。また、ナイタールにてエッチング後、５００倍でミクロ組織の観察を行い、マルテンサイト分率を測定した。試験結果を表２に併せて示す。

その結果、試料Ｎｏ.１〜２４は、全て本発明の範囲内であり、硬度、靭性、加工性ともに優れていることが分かる。

これに対して、試料Ｎｏ.２５は比較例であって、Ｃ量が本発明の範囲を超えるため、硬度が高くなりすぎ、加工性、靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.２６および２７は比較例であって、それぞれＳｉおよびＭｎが本発明の範囲外であり、靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.２８は比較例であって、Ｃｒが本発明の範囲外であり、直接焼入れ（ＤＱ）開始温度もＡｒ_３点より低いため、靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.２９は比較例であって、Ｍｓが高くかつＤＩ/tが低いため、マルテンサイト分率が低くなり、結果として靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.３０は比較例であって、Ｔｉが本発明の範囲外であり、靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.３１は比較例であって、直接焼入れ（ＤＱ）開始温度がＡｒ_３点より低いため、十分なマルテンサイト分率が得られず、硬度および靭性が劣化していることが分かる。

試料Ｎｏ.３２は比較例であって、再加熱焼入れ時の再加熱温度が低いため、十分なマルテンサイト分率が得られず、硬度、靭性が劣化していることが分かる。

本発明により、寒冷地でも使用が可能な靭性を有し、加工性が良好で、かつ製造条件に特性が左右され難い高靱性耐摩耗鋼が得られる。本発明鋼は、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった、耐摩耗性を要求される機械の構成部材として用いることができる。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．１〜１．０％，Ｍｎ：０．４〜１．３％，Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ｃｒ：０．２〜０．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００３〜０．００４％，Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記(1)式および(2)式を満足し、ミクロ組織中のマルテンサイト比率Ｍが７０％以上であり、かつ下記(5)式を満足し、表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００であることを特徴とする高靱性耐摩耗鋼。
   ＤＩ/t＝０．５〜１５．０・・・・(1)式
   Ｍｓ≦４３０・・・・(2)式
   Ｍ×Ｃ≦２３ ・・・・・・・・・・・(5)式
   ここに、ｔは鋼の板厚(mm)、ＤＩは焼入性指数、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度、Ｍはマルテンサイト比率（％）を、そして、Ｃは鋼中の炭素の含有量（質量％）であり、ＤＩおよびＭｓはそれぞれ、下記の(3)式および(4)式に基づいて計算される。なお、式中の元素記号は鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
   ＤＩ＝9.238√C(1+0.64Si)(1+4.1Mn)(1+0.27Cu)(1+0.5Ni)(1+2.33Cr)(1+3.14Mo) ・・・・(3)式
   Ｍs＝521−353xC−22xSi−24xMn−27xNi−18xCr−8xCu−16xMo ・・・・(4)式
2. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｍｏ：０．５％以下，Ｖ：０．０８％以下の元素のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高靱性耐摩耗鋼。
3. 請求項１または２に記載された化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点−１００℃以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後冷却し、その後Ａｃ_３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱後、水冷することを特徴とする請求項１または２に記載の高靱性耐摩耗鋼の製造方法。
4. 請求項１または２に記載された化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃の温度に加熱し、１０００℃以下の温度で圧延を行い、Ａｒ_３点以上かつＡｒ_３＋１５０℃以下の温度で圧延を完了後、Ａｒ_３点以上の温度から冷却速度３．０℃/sec以上で鋼板の表面温度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の高靱性耐摩耗鋼の製造方法。