| 【発明の名称】 |
靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 |
| 【発明者】 |
【氏名】貞末 照輝
【氏名】鈴木 伸一
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| 【要約】 |
【課題】靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物から実質的になり、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織であり、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴とする。 |
【特許請求の範囲】
【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物から実質的になり、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織であり、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材。
【請求項２】 質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選ばれる１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼材。
【請求項３】 質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の耐摩耗鋼材。
【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域からＭｓ点以下の温度域に焼入れする焼入れ工程と、焼入れされた鋼材を２００℃以上６００℃以下の温度域で焼戻す焼戻し工程と、を備えたことを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。
【請求項５】 前記調製工程の鋼材は、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項４に記載の製造方法。
【請求項６】 前記調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする請求項４または５のいずれかに記載の製造方法。
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【発明の詳細な説明】【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器等に用いられる靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器（例えば、パワーショベル、ブルドーザ、大型ダンプトラック等）における土砂摩耗部は、その摩耗量によって寿命が支配されるため、優れた耐摩耗性を有する鋼材であることが要求されている。そのため、耐摩耗性を向上させるために、鋼材の組織をマルテンサイト組織とすることにより鋼材の硬度を高めること等がなされている。
【０００３】ところで、マルテンサイト組織とされた鋼材の硬度はＣ含有量により一義的に決定される。したがって、Ｃ含有量を高めることにより鋼材の硬度を向上できるが、その反面、鋼材の靭性が著しく劣化し、さらに鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が生じ易くなるという問題があった。
【０００４】そこで、これまでは焼入れ性向上による鋼材硬度の向上、すなわち耐摩耗性を向上させるとともに、靭性および耐遅れ破壊性を確保できるように鋼成分の選定を行なうことが前提とされてきた。
【０００５】また、靭性および耐遅れ破壊性をともに向上させることを意図して、鋼を熱間圧延して空冷した後に、再加熱焼入れし、さらに必要に応じて焼戻し処理を施すことにより耐摩耗鋼材の製造はなされてきた。
【０００６】具体的には、特開平１０−１０２１８５号公報には、オーステナイト再結晶温度域で圧延して旧オーステナイト粒を微細化し、再加熱操作によりＣｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素を基地中に固溶させた後に焼入れおよび焼戻しを行なう製造方法が開示されている。この製造方法により得られた鋼材は、その使用中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖの複合析出物が生成され、この生成された複合析出物により耐摩耗性が向上される。したがって、上記の製造方法によれば、耐摩耗性の向上には寄与するが靭性には有害なＣ、Ｍｎ等の含有量を低減できる。
【０００７】また、特開平１１−７１６３１号公報には、Ｃ含有量を低減し、このＣ量低減に伴う焼入れ性の低下をＳｉ含有量の増加により補償し、さらにＮｂのピンニング効果を利用して再加熱操作時にオーステナイト粒が粗大化するのを抑制し、これにより靭性を向上させる製造方法が開示されている。
【０００８】さらに、特開昭６０−５９０１９号公報には、Ｍｎ含有量を低減することにより耐遅れ破壊性を向上させ、このＭｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下をＣｒ、Ｍｏの添加により補償する製造方法が開示されている。
【０００９】しかしながら、これら従来の製造方法は、いずれも再加熱焼入れ工程を含むため、製造工程が複雑化して製品コストの上昇が避けられないという欠点があった。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の添加元素の増加は製造コストをより一層上昇させる。
【００１０】一方、製造コストの削減を意図して、上述の熱間圧延後の空冷操作および再加熱焼入れ操作を省略し、その代わりに直接焼入れ操作を行なう製造方法を確立することが望まれている。
【００１１】具体的には、特開平８−４１５３５号公報には、鋼成分としてＳｉとＮｂとを組み合わせて添加し、直接焼入れした後に焼戻しする製造方法が開示されている。この製造方法によれば、Ｓｉ，Ｎｂの両元素が焼戻し脆化および焼戻し軟化をともに抑制すること、Ｎｂが旧オーステナイト粒の微細化に作用して耐摩耗性と靭性とが両立すること、さらにＭｏを添加することにより焼入れ性および靭性をより向上させることができる。
【００１２】また、特開平１−２５５６２２号公報には、直接焼入れした後に、鋼板内の引張残留応力を低減して耐遅れ破壊性を向上させることを意図して高温焼戻しを行なう一方、この高温焼戻しによって生じる硬度低下をＮｂ添加により補償する製造方法が開示されている。
【００１３】さらに、特開昭６３−３１７６２３号公報には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、Ｍｎ含有量の低減に伴う鋼材の硬度低下をＮｂ添加により補償し、かつＴｉを添加して直接焼入れ後に低温焼戻しを行ない、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を析出させることにより、これら析出物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとして作用して耐遅れ破壊性が向上されることが開示されている。
【００１４】上記の従来技術は、いずれも靭性および耐遅れ破壊性を向上させるために鋼組成の選定を行なうこと、焼戻し操作により生ずる硬度低下に対して特定の成分元素を含有させて硬度補償して耐摩耗性を確保することがなされる。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の従来技術に共通した問題点は、特定の成分元素の添加が必要であるのでコストの上昇を招き、これにより省プロセス化によるコスト低減を相殺してしまう可能性がある。
【００１６】本発明はこのような事情を考慮してなされたものであって、その目的とするところは、特殊な鋼選定を行なうことなく、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法を提供することにある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を積み重ねた結果、オーステナイト未再結晶温度域で強圧下を施すことによりオーステナイト粒を形態制御した後に、直ちに直接焼入れし、かつこの焼入れを特定の温度域で途中停止することにより表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることによって、本発明を完成させるに至った。
【００１８】本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物から実質的になり、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織であり、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００１９】この場合において、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選ばれる１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００２０】また、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有させるようにしてもよい。
【００２１】以下、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材について説明する。
【００２２】まず、上記の各成分の働きおよび成分範囲の限定理由を述べる。なお、以下の各成分範囲における「％」は「質量％」を意味する。
【００２３】（１）Ｃ：０．０５〜０．４０％Ｃは鋼材の硬度を高めるとともに、後述するマルテンサイト組織のラス内に微細炭化物を生じさせ、靭性と耐遅れ破壊性とを向上させる働きを有する。Ｃ含有量は０．０５％以上必要であるが、０．４％を超えると、溶接性が劣化し、焼き割れが生じやすくなるとともに、耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を向上させ難くなる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．３％である。
【００２４】（２）Ｓｉ：０．１〜０．８％Ｓｉは製鋼時の脱酸剤としての働きを有する。脱酸剤として有効な働きをなすために、その添加量は０．１％以上必要であるが、０．８％を超える添加量にすると、溶接部靭性を損なうおそれがある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５〜０．５５％である。
【００２５】（３）Ｍｎ：０．５〜２．０％Ｍｎは低コストで焼入れ性を高める働きおよび靭性を向上させる働きを有し、その含有量は０．５％以上必要であるが、２．０％を超えると溶接性を損なうおそれがあり、また遅れ破壊が生じやすくなる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０〜１．６％である。
【００２６】（４）Ｃｒ：０．０５〜２．０％Ｃｒは低コストで焼入れ性を向上させる働きを有する。０．０５％未満のＣｒ含有量ではその効果が小さく、２．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜１．５％である。
【００２７】（５）Ｔｉ：０．００５〜０．５％Ｔｉは鋼中のＮと化合し、このＮを固定して後述するＢによる焼入れ性を確保する働きを有するとともに、ＴｉＣとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与する。０．００５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、一方、０．５％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。
【００２８】（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５％Ｂはその微量添加によって焼入れ性を高める働きを有する。Ｂ含有量は、０．０００５％未満ではその効果を発揮し難く、一方、０．００５％を超えると、溶接性に有害であるとともに、焼入れ性の低下を招くおそれがある。
【００２９】（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０％Ａｌは製鋼時の脱酸剤としての働きを有し、その含有量は０．００５％以上必要であるが、０．１０％を超えると靭性の低下を招くおそれがある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５〜０．０３５％である。
【００３０】（８）Ｎ：０．００５％以下Ｎは、上記のＢと化合しやすく焼入れ性を阻害する。０．００５％を超えるＮ含有量にすると、上述の特定した含有量範囲のＴｉによるＮの固定が不十分になるおそれがある。したがって、Ｎ含有量の上限を０．００５％とした。
【００３１】本発明に係る鋼材の基本成分は以上であり、特別な鋼組成の選定を必要としない。
【００３２】なお、鋼材特性をより向上させようとする場合には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選ばれる１種または２種以上を、以下に示す範囲内で適宜含有させるようにしてもよい。
【００３３】（９）Ｃｕ：０．１〜１．０％Ｃｕは焼入れ性をより向上させる働きを有する。Ｃｕ含有量が０．１％未満ではこの効果が小さく、１．０％を超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３４】（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０％Ｎｉは靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有する。Ｎｉ含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３５】（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０％Ｍｏは焼入れ性をより向上させる働きを有し、その含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１〜０．５％である。
【００３６】（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％Ｖは析出硬化により鋼材硬度をより上昇させる働きを有し、その含有量は０．０１％以上必要であるが、０．２％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１〜０．１％である。
【００３７】（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％Ｎｂは上記の（１）〜（１２）の各成分とは異なる作用を有し、圧延時の再結晶化を抑制して圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、靭性を向上させる働きを有する。Ｎｂ含有量は０．００５％未満ではこのような働きを有効になすことができないおそれがあり、一方、０．１％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０３％である。
【００３８】本発明に係る鋼材は、上記の特定範囲の各成分を含有するものであって、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織である。ここで表層部とは、鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位のことをいう。本発明の鋼材は、表層部を焼戻しマルテンサイト組織とすることにより表面硬度、すなわち耐摩耗性を確保するとともに、内質部を焼戻しマルテンサイト、焼戻し下部ベイナイト、或いはこれらの混合組織とすることにより靭性および耐遅れ破壊性を向上させ、鋼材全体として耐摩耗性、靭性および耐遅れ破壊性に優れたものとする。なお、本発明の鋼材において、内質部は、焼戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織が８０％以上あればよく、一部上部ベイナイト組織やフェライト組織が混合されることを許容する。
【００３９】さらに、本発明の鋼材は、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比で表される旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄｚ）が２以上である。本発明において旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするのは、高い耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が発揮されるからである。これは、鋼板の旧オーステナイト粒展伸度と、吸収エネルギー（Ｊ）、遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）およびブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図から理解できる。
【００４０】上記の旧オーステナイト粒展伸度は、例えば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定された焼入焼戻し法による熱処理粒度試験法に基づき、鋼板の肉厚方向に沿う断面および鋼板の圧延方向に沿う断面にそれぞれ現出させた旧オーステナイト粒の粒径を測定することにより求められる。なお、図１の横軸にとった旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚの値は、板厚ｔ／２部において５視野で観察したときに得られた測定値の平均値とした。
【００４１】ここで用いた鋼材試料としては、質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．４５％、Ｍｎ：１．５５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：０．３１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｂ：０．００１９％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２９％、残部が鉄である組成の鋼を種々の条件で圧延した後、表層部を焼戻しマルテンサイト組織とし、内質部を焼戻しマルテンサイト単相組織、焼戻し下部ベイナイト単相組織または焼戻しマルテンサイト組織と焼戻し下部ベイナイト組織との混合組織とした鋼板（板厚５０ｍｍ）である。
【００４２】図１の縦軸にとったブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３に基づいて、鋼鈑表面に直径１０ｍｍの圧子を押し込んだときに形成されるくぼみの直径を測定するブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）試験により行なった。
【００４３】また、図１の縦軸にとった吸収エネルギーの測定は、板厚中央部から採取したＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に基づく１０×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用い、試料の圧延方向に対して垂直に衝撃力を与えるようにしたシャルピー衝撃試験を−４０℃で行なった。なお、吸収エネルギーの値は、上記の衝撃試験を３回行ない、得られた測定値の平均値を求めたものである。
【００４４】さらに、図１の縦軸にとった遅れ破壊発生応力拡大係数は、試験片を３．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬させるとともに試験片の圧延方向に対して垂直方向に所定荷重を負荷する片持ち梁型の定荷重遅れ破壊試験において、破断に至る最大の応力拡大係数である。なお、このときの破断の測定は１０００時間を最長とした。
【００４５】図１において、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満である領域では、ブリネル硬さはほぼ一定の値であるのに対して、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域では緩やかに上昇している。また、ｄＬ／ｄｚが２となるところを境にしてｄＬ／ｄｚが２未満である領域では吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数は著しく低く、一方、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域では吸収エネルギーおよび遅れ破壊応力拡大係数が急激に上昇しており、優れた靭性および耐遅れ破壊性を示すことが判明した。すなわち、上述した特定の成分組成および特定の組織とし、かつ旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚを２以上とすることにより、耐摩耗性を向上させつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００４６】このように高い耐摩耗性を維持しつつ靭性および耐遅れ破壊性が著しく向上するのは、焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組織、或いはこれらの混合組織においてラス長さが短くなること、およびラス組織内で微細な炭化物が優先析出することによるものと考えられる。すなわち、耐摩耗性に関してはラス組織内に優先析出した微細炭化物が硬度向上に有効に寄与し、靭性に関しては、（ａ）ラス長さが短くなることにより亀裂の屈曲や分岐が生じやすくなること、（ｂ）ラス組織内に優先析出した微細な炭化物が亀裂の進展を抑制する障壁となること、以上（ａ）、（ｂ）の両作用により靭性が向上するものと考えられる。一方、耐遅れ破壊性に関しては、ラス組織内の微細炭化物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊の発生が抑制されるからであると考えられる。
【００４７】次に、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。
【００４８】本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域からＭｓ点以下の温度域に焼入れする焼入れ工程と、焼入れされた鋼材を２００℃以上６００℃以下の温度域で焼戻す焼戻し工程と、を備えたことを特徴とする。
【００４９】本発明の製造方法においては、上記の特定した成分組成であるため、特別な鋼組成の選定を行なわずに鋼材を調製できる。
【００５０】なお、鋼材特性をより向上させようとする場合には、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有させるようにしてもよい。
【００５１】また、この場合において、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有させるようにしてもよい。
【００５２】本発明の製造方法においては、上述した特定の成分組成に調製された鋼材を加熱した後、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なう。ここで、９００℃なる上限温度は、鋼板表面から鋼板中央部にかけての平均温度を意味し、以下の説明における温度についても同様である。なお、実際の製造では実質的に鋼板表面温度により温度管理されるが、リアルタイムで平均温度を計算して、この平均温度に基づき温度制御できるようにする必要がある。
【００５３】圧延前の鋼材の加熱温度としては、９５０〜１２５０℃であることが好ましい。この加熱温度を９５０℃未満にすると、鋼の変形抵抗が高くなるので圧延を行なうことが困難になる。また、１２５０℃を超える加熱温度にすると、鋼の結晶粒が粗大化するので、所望の強度および靭性を得ることが困難になる。
【００５４】圧延時の温度条件として９００℃以下の温度域とした理由は、この９００℃以下の温度域はオーステナイト再結晶温度未満の温度域に対応し、圧延により展伸させたオーステナイト粒を消失させることなくその形態を維持させるためである。
【００５５】本発明の製造方法において、上記の圧延条件として累積圧下率を５０％未満にすると、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となる。一方、累積圧下率を５０％以上にすることによって、ｄＬ／ｄｚを２以上にすることができる。事実、本発明者らは、９００℃以下の温度域での累積圧下率（％）と、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚとの相関を示す図２の特性線図からこのことを明らかにしている。ここで用いた鋼材試料は、図１で用いたのと同様の組成の鋼を９００℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、表層部を焼戻しマルテンサイト組織とし、内質部を焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組織、或いはこれらの混合組織としたものである。
【００５６】図２から明らかなように、累積圧下率の増加に伴って旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚはほぼ比例的に増加している。これによれば、累積圧下率５０％未満の領域ではｄＬ／ｄｚは２未満であり、累積圧下率５０％以上の領域ではｄＬ／ｄｚは２以上である。したがって、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことによって、ｄＬ／ｄｚを２以上に形態制御できることがわかる。
【００５７】本発明の製造方法は、上述した９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に圧延した鋼材を、直ちにＡｒ3点以上の温度域からＭｓ点以下の温度域まで直接焼入れする。
【００５８】ここで、上記のＡｒ3点は、例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ％−８０Ｍｎ％−２０Ｃｕ％−１５Ｃｒ％−５５Ｎｉ％−８０Ｍｏ％（ここで示される「％」は、いずれも各成分元素の鋼材中に占める「質量％」であり、下記のＭｓ点についても同様である。）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。また、上記のＭｓ点も同様に、例えば、Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１１Ｍｏ％−１１Ｓｉ％で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。
【００５９】上述のように圧延後、直接焼入れとするのは、再加熱焼入れとした場合には上記の圧延効果が薄れ、焼入れ焼戻し後に得られる鋼材の靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が得られなくなるおそれがあり、また、工程が複雑化するので製造コストの上昇につながるからである。
【００６０】上記の焼入れ開始温度をＡｒ3点以上の温度域としたのは、オーステナイト単相組織から焼入れないと所望の表面硬度が得られないためである。また、焼入れ停止温度をＭｓ点以下の温度域と規定したのは、これにより鋼材の表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト、下部ベイナイト或いはこれらの混合組織とするためである。直接焼入れ時の冷却速度は、１０〜５０℃／秒とすることが好ましく、このような冷却速度は例えば水焼入れにより容易に達成できる。
【００６１】本発明の製造方法においては、直接焼入れ後の鋼材を２００〜６００℃の温度域で焼戻し処理する。このような特定の温度域で焼戻し処理することにより、高い耐摩耗性を確保しつつ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する鋼材を得ることができる。事実、本発明者らは、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼戻し温度との関係をそれぞれ調べた結果を示す図３の特性線図からこのことを明らかにしている。
【００６２】図３は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼戻し温度（℃）をとって、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼戻し温度との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。ここで用いた試料（板厚５０ｍｍ）は、前述した図１で説明したのと同様な組成の鋼を９００℃以下の温度域で圧延した後に直接焼入れ・焼戻しするにあたり、圧延時の累積圧下率を６５％および３５％と変化させるとともに、焼戻し温度を種々変化させて得られたものである。なお、図３の縦軸にとったブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の測定は、前述した図１で説明したのと同様な方法により行なった。
【００６３】図３において、白丸を結んだ曲線Ａ１，Ａ２，Ａ３は９００℃以下の温度域で６５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３は９００℃以下の温度域で３５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線である。
【００６４】図３において、特性線Ａ１，Ａ２，Ａ３に着目すると、焼戻し温度が２００℃未満である領域では、ブリネル硬さが４００以上と極めて高い硬度であるものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、９００℃以下の温度域での圧下率にかかわらず靭性および耐遅れ破壊性はいずれも著しく劣ることが判明した。
【００６５】これに対して、焼戻し温度が２００℃以上の領域において特性線Ａ１，Ａ２に着目すると、焼戻し温度の増加に伴って吸収エネルギー値および遅れ破壊発生応力拡大係数値がともに急激に上昇し、低下することなく高い値を示し、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。一方、この領域において特性線Ｂ１，Ｂ２に着目すると、焼戻し温度の増加に伴って吸収エネルギーおよび耐遅れ破壊応力拡大係数は増加傾向にはあるものの、特性線Ａ１，Ａ２の場合と比べていずれの温度でも大幅に低くなっている。すなわち、この領域において、特性線Ａ１は特性線Ｂ１に比べて高くシフトしており、いずれの温度でも遅れ破壊発生応力拡大係数値が大幅に高くなり、また特性線Ａ２についても特性線Ｂ２に比べて高くシフトしており、いずれの温度でも吸収エネルギー値が大幅に高くなり、靭性および耐遅れ破壊性がともに大幅に向上することが判明した。
【００６６】また、２００℃以上の領域において特性線Ａ３，Ｂ３に着目すると焼戻し温度の増加に伴ってブリネル硬さはともに低下傾向にあるが、特性線Ａ３は特性線Ｂ３に比べて優位にあり、６００℃以下の領域でブリネル硬さ値が３００以上となり高い耐摩耗性を維持できることが判明した。
【００６７】ここで、９００℃以下の温度域で５０％以上である７５％の累積圧下率で圧延しても、焼戻し温度を２００℃未満にすると耐摩耗性が十分に確保されるものの、靭性および耐遅れ破壊性に著しく劣るのは、ラス組織内における微細炭化物の析出が十分でなく靭性および耐遅れ破壊性に寄与していないためである。また、この場合に、焼戻し温度を６００℃超にすると優れた靭性および耐遅れ破壊性を有するものの、耐遅れ破壊性に著しく劣るのは、マトリックスが著しく軟化するからである。
【００６８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態について説明する。
【００６９】（実施例）表１に示す鋼種Ａ〜Ｈの成分組成に調整した鋼を各々溶製した。なお、表１には各鋼種の組成に基づいて求めたＡｒ3点（℃）およびＭｓ点（℃）をそれぞれ併記した。
【００７０】次に、これらの鋼種Ａ〜Ｈを用い、表２に示す製造条件にしたがって、板厚１５〜１００ｍｍの鋼板を製造した。
【００７１】
【表１】
【００７２】得られた各鋼板について、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により表層下１ｍｍの位置の組織観察および板厚中央部の組織観察を行なった。なお、これらの組織観察において、例えばマルテンサイトと下部ベイナイトとは、大まかには光学顕微鏡により、詳細には透過型電子顕微鏡により薄膜サンプルを観察すれば炭化物の析出形態の差異により判別可能である。
【００７３】また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の焼入焼戻し法による熱処理粒度試験方法に基づいてオーステナイト粒を現出させて板厚中央部における旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。さらに、図１で説明したのと同様にして、硬度測定、シャルピー衝撃試験および遅れ破壊試験を行なった。なお、本実施例においては、上記の硬度測定により得られたブリネル硬さ値が３００以上、シャルピー衝撃試験による吸収エネルギー値が１７Ｊ以上、遅れ破壊試験による遅れ破壊発生応力拡大係数値が９８０Ｎ／ｍｍ３／２以上を全て満たすことを条件とした。
【００７４】以上調べた評価結果を表２に示す。
【００７５】
【表２】
【００７６】表２に示すように、特定の成分組成と特定の製造条件とを満たした実施例１〜７の各鋼板は、いずれも旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、板厚中央部が焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組織、またはこれらの混合組織であった。実施例１〜７の各鋼材は、ブリネル硬さがいずれも３００以上であり、かつ吸収エネルギーがいずれも１７Ｊを大幅に上回り、かつ遅れ破壊発生応力拡大係数がいずれも９８０Ｎ／ｍｍ３／２を大幅に上回ることから、優れた耐摩耗性を有するのみならず、優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有する鋼材であることが判明した。
【００７７】これに対して、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満とした比較例１〜４の各鋼板は、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組織またはこれらの混合組織ではあるものの、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚがいずれも２未満であった。比較例１〜４の各鋼板は、ブリネル硬さが３００以上ではあるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ１７Ｊ未満、９８０Ｎ／ｍｍ３／２未満となり、靭性および耐遅れ破壊性に劣ることが判明した。
【００７８】また、焼戻し温度を特定した温度域の上限値を超える７００℃とした比較例５の鋼板は、ｄＬ／ｄｚが２以上、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、板厚中央部が焼戻しマルテンサイトと焼戻し下部ベイナイトの混合組織であった。この比較例５の鋼板は、ブリネル硬さが３００を下回り、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００７９】比較例６の鋼板は、焼戻し操作を行なわず、焼入れままとしたため、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この比較例６の鋼板は、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が著しく低くなり、靭性および耐遅れ破壊性に極めて劣ることが判明した。
【００８０】鋼種Ｂの鋼組成に基づくＭｓ点を上回る焼入れ停止温度とした比較例７の鋼板は、ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、表層部が焼戻し下部ベイナイト組織、板厚中央部が焼戻し下部ベイナイトと焼戻し上部ベイナイトとの混合組織であった。この比較例７の鋼板は、ブリネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性に著しく劣ることが判明した。
【００８１】焼入れ開始温度を鋼種Ｆの鋼組成に基づくＡｒ3点未満である６５０℃とした比較例８の鋼板は、ｄＬ／ｄｚが２以上、板厚中央部が焼戻し下部ベイナイト組織ではあるものの、表層部がフェライトと焼戻しマルテンサイトとの混合組織であった。この比較例８の鋼板は、ブリネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性に著しく劣ることが判明した。
【００８２】鋼組成として特定範囲の下限値に満たないＣ含有量とした鋼種Ｈを用いた比較例９の鋼板は、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、板厚中央部が焼戻しマルテンサイトと焼戻し下部ベイナイト組織であり、ｄＬ／ｄｚが２以上であった。この比較例９の鋼板は、ブリネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性に著しく劣ることが判明した。
【００８３】比較例１０の鋼板は、９００℃以下の温度域での累積圧下率を６５％としたため、圧延後のｄＬ／ｄｚは２以上に十分展伸していたと考えられるが、圧延後にオーステナイト域まで再加熱操作を行なったため、焼入れ・焼戻し後に得られた鋼材におけるｄＬ／ｄｚは１．２と２に満たなかった。この比較例１０の鋼板は、ブリネル硬さおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が高い値を示すものの、吸収エネルギーが１１Ｊと低くなり、靭性に劣ることが判明した。
【００８４】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明によれば、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材ならびにその製造方法が提供される。本発明の鋼材は、特別な鋼組成の選定を行なうことなく、高い耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を大幅に向上できる。このため、製造コストを大幅に低減できるとともに、土木機械等の産業機械の信頼性向上や施工性向上等、産業に寄与する効果が極めて大きい。
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| 【出願人】 |
【識別番号】０００００４１２３
【氏名又は名称】日本鋼管株式会社
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| 【出願日】 |
平成１２年１０月６日（２０００．１０．６） |
| 【代理人】 |
【識別番号】１０００５８４７９
【弁理士】
【氏名又は名称】鈴江 武彦 （外４名）
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| 【公開番号】 |
特開２００２−１１５０２４（Ｐ２００２−１１５０２４Ａ） |
| 【公開日】 |
平成１４年４月１９日（２００２．４．１９） |
| 【出願番号】 |
特願２０００−３０７９２１（Ｐ２０００−３０７９２１） |
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