JP2013136820A - 疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐摩耗性および疲労特性に優れる高強度鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.３０〜０.９０％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％以下、Ｍｎ：０.１０〜１.５０％、Ｐ：０.００３〜０.０３０％、Ｓ：０.００１〜０.０２０％、Ｎｂ：０.１０〜０.７０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｃｒ：１.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下、Ｖ：０.５０％以下、Ｎｉ：２.００％以下、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｂ：０.００５０％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｎｂ含有炭化物が分散した調質熱処理後の金属組織を有し、粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数が２００個／ｍｍ²以上、かつ極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmaxが１８.０μｍ以下に調整されている極疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材。
【選択図】なし

Description

本発明は、硬質炭化物を分散させた耐摩耗性鋼材において、特に疲労特性の改善を図った鋼材、およびその製造方法に関する。

自動車部品、産業機械のチェーン部品、歯車などの動力伝達部材や、木材の切断・草刈等に使用する丸鋸、帯鋸などの刃物部材には、耐摩耗性が要求される。一般に鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することによって向上する。そのため、耐摩耗性を重視する部材には、焼入れ後に低めの温度で焼戻しを行ってより高い硬度に調質した鋼材や、炭素等の合金元素含有量の高い鋼材が使用されている。すなわち、鋼材の硬さと耐摩耗性は密接な関係にあり、従来、鋼材に耐摩耗性を付与する手法としては硬さを増大させる手法を採用することが一般的である。

例えば特許文献１〜３には、Ｃ含有量が概ね０.２％以下の鋼において、合金元素の含有量を高めに設定し、固溶強化、析出強化等を利用して硬度を高めることによって耐摩耗性を向上させることが記載されている。しかし、昨今では耐摩耗性の要求レベルは従来にも増して厳しくなっており、単に硬度を高めただけでは十分満足できる耐摩耗性が得られない場合が多くなってきた。また特許文献１〜３のように合金元素の含有量を高めると、結果的に素材の製造性や加工性が低下し、製造コストが増大するという問題もある。

一方、動力伝達部材や刃物部材は、安全上、使用中に折損しないことが重要である。折損を防止するためには部材に用いる鋼材の靱性を十分に確保する必要がある。一般に鋼材の靱性を向上させるには、調質硬さを低く抑えることが有効であるとされる。しかしながら、調質硬さを抑制すると、同時に耐摩耗性も低下してしまうのが通常である。すなわち、鋼材において「耐摩耗性」と「靱性」はトレードオフの関係にある。

本出願人は耐摩耗性と靱性を両立させる技術を種々検討し、実用的な手法を特許文献４に開示した。その手法は靱性低下の要因となるＴｉ系炭化物に頼らずにＮｂ含有炭化物の分散を利用して耐摩耗性を向上させるものである。Ｎｂ含有鋼を鋳造する際、鋳片の高温保持時間を十分に長く確保することによって予め十分な量のＮｂ含有炭化物を過剰に析出させておき、その後の熱処理によってＮｂ含有炭化物の一部を再固溶させてＮｂ含有炭化物の析出量を調整する。これにより靱性を維持しながら特にアブレシブ摩耗に対する抵抗力を増大させることができ、高強度機械部品の長寿命化に有効となる。アブレシブ摩耗は、相手摩擦面の表面凹凸や摩擦面に介在する異物によって材料表面が削り取られる摩耗形態である。

特開昭６２−１４２７２６号公報 特開昭６３−１６９３５９号公報 特開平１−１４２０２３号公報 特開２０１０−２１６００８号公報

村上敬宜著「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」、養賢堂、１９９３年発行、第Ａ３章「一定体積に含まれる最大介在物の√areamaxの推定手順」

上述のように動力伝達部材や刃物部材をはじめとする高強度鋼材の寿命に大きく影響する要因として「耐摩耗性」と「靱性」が挙げられ、特許文献４の技術によりこれらの要因による寿命低下は大幅に改善された。「耐摩耗性」と「靱性」が改善された高強度鋼材の寿命を更に向上させるためには、「金属疲労」についても考慮することが有効となる。特許文献４の技術では金属疲労に関しては十分な対策がとられておらず、寿命向上の余地が残されている。

発明者らの調査によれば、特許文献４の技術を利用してＮｂ含有炭化物を分散させた鋼材において、疲労特性が若干低下するケースが見られた。その原因を詳細に調査したところ、鋳造時にＮｂ含有炭化物を過剰に生成させておく手法を採用したことによって、粗大なＮｂ含有炭化物の再固溶が不十分となり、そのＮｂ含有炭化物が疲労破壊の起点として作用しうることがわかった。

本発明はＮｂ含有炭化物を利用して耐摩耗性を付与する技術において、疲労特性をも安定的に改善する手法を提供しようというものである。

発明者らはＮｂを含有する高強度鋼材について、耐摩耗性および疲労特性に及ぼすＮｂ含有炭化物の粒径の影響を詳細に検討してきた。その結果、Ｎｂ含有炭化物のうち特に粒径の大きい粒子が疲労特性に悪影響を及ぼすことがわかった。そして、５００〜６５０ＨＶレベルの硬さに調質された高強度鋼材においては、後述する最大粒径Ｄmaxが１８.０μｍ以下となるように過大なＮｂ含有炭化物粒子を排除することによって、疲労特性が顕著に改善されることが確認された。一方、耐摩耗性に関しては適度な粒径を有するＮｂ含有炭化物の分散によって特許文献４の技術と同様に満足できるレベルを維持することができる。また、そのような金属組織状態は、鋳造時の冷却速度と、鋳片加熱処理時の加熱温度を厳密にコントロールすることによって実現可能であることがわかった。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち上記目的は、質量％で、Ｃ：０.３０〜０.９０％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％以下、Ｍｎ：０.１０〜１.５０％、Ｐ：０.００３〜０.０３０％、Ｓ：０.００１〜０.０２０％、Ｎｂ：０.１０〜０.７０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｃｒ：１.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下、Ｖ：０.５０％以下、Ｎｉ：２.００％以下、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｂ：０.００５０％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｎｂ含有炭化物が分散した調質熱処理後の金属組織を有し、断面組織観察により観測される個々のＮｂ含有炭化物粒子の面積の二乗平方根をその粒子の粒径と定義するとき、粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数が２００個／ｍｍ²以上、かつ極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmaxが１８.０μｍ以下に調整されている疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材によって達成される。

上記最大粒径Ｄmaxは、非特許文献１に記載の「介在物」を「Ｎｂ含有炭化物」に置き換えて統計処理を実施することにより定めることができる。調質熱処理はオーステナイト温度域からＡ₁変態点未満の温度域に急冷する過程を含む変態処理によって金属組織を硬質化する処理であり、代表的には焼入れ焼戻し処理、およびオーステンパー処理を挙げることができる。

上記の疲労特性に優れる高強度鋼材を得る手法として、鋳造および鋳片加熱処理を終えた鋼材から最終的に調質熱処理が施された耐摩耗性鋼材を得るに際し、下記（１）式により定まるＧ値が０.５３以上となるように鋼中のＣ含有量およびＮｂ含有量に応じて鋳片加熱処理での加熱温度Ｔ（℃）を設定し、かつ鋳造時の鋳片中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度（℃／ｍｉｎ）が前記Ｇ値以上となるように鋳造条件をコントロールする手法を採用することができる。
Ｇ値＝０.３９ｅｘｐ（３.９４ｘ） …（１）
ここで、
ｘ＝Ｎｂ−１０^y／Ｃ
ｙ＝３.４２−７９００／（Ｔ＋２７３）
Ｃは鋼中のＣ含有量（質量％）、Ｎｂは鋼中のＮｂ含有量（質量％）、Ｔは鋳片加熱処理での加熱温度（℃）である。

本明細書でいう「鋳片」には造塊法におけるインゴットや、連続鋳造におけるスラブが含まれる。「鋳片加熱処理」は、例えば連続鋳造および熱間圧延を経て板材を製造する工程においては、熱間圧延時の加熱を利用して行うことができる。

本発明によれば、Ｎｂ含有炭化物によって耐摩耗性を付与した高強度鋼材（特に５００〜６５０ＨＶレベルの硬さに調質されたもの）において、疲労特性が顕著に改善される。耐摩耗性の付与を靱性阻害要因となりやすいＴｉ系炭化物に頼らないので、靱性低下による鋼材の折損も抑制される。したがって本発明は、自動車部品、産業機械のチェーン部品、歯車などの動力伝達部材や、丸鋸、帯鋸などの刃物部材の信頼性向上および寿命向上に寄与するものである。

溶鋼が凝固する際の冷却速度をコントロールすることができる実験装置の構成を模式的に示した図。 疲労試験片の形状を模式的に示した図。

〔化学組成〕
本明細書において、鋼の成分元素に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、調質硬さや強度、耐摩耗性を確保するために重要な元素であり、本発明では０.３０％以上のＣ含有量の鋼を対象とする。０.３２％以上、あるいは更に０.４５％を超えるＣ含有量を確保することがより望ましい。ただしＣ含有量が多くなると鋳造工程で粗大な鉄系共晶炭化物（セメンタイト）が生成しやすくなり、疲労特性等の材料特性を低下させる要因となる。Ｃ含有量は０.９０％以下に制限され、０.８５％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉは、溶鋼の脱酸に有効であり、また焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。これらの作用を十分に発揮させるために０.０５％以上のＳｉ含有量を確保する。ただし過剰のＳｉ含有は熱延板、冷延板を硬質にし製造性を阻害する要因となるので、Ｓｉ含有量は１.００％以下の範囲とする。

Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、その作用を得るために０.１０％以上の含有量を確保する。ただしＭｎ含有が多くなると熱延板、冷延板が硬質になり、製造性が低下するので、Ｍｎ含有量は１.５０％以下に制限される。

Ｐは、焼入れ時にオーステナイト粒界に偏析して粒界強度を低下させ、疲労特性や靱性を低下させる要因となるので、Ｐ含有量は０.０３０％以下に制限される。ただし過剰な脱Ｐは製鋼の負担を増大させるので、Ｐ含有量は０.００３％以上の範囲で調整すればよい。

Ｓは、鋼中で衝撃破壊や疲労破壊の起点となるＭｎＳを形成し、疲労特性や靱性を低下させる要因となるので、Ｓ含有量は０.０２０％以下に制限される。ただし過剰な脱Ｓは製鋼の負担を増大させるので、Ｓ含有量は０.００１％以上の範囲で調整すればよい。

Ｎｂは、鋳造後の冷却過程で鋼中に非常に硬質なＮｂ含有炭化物として析出し、耐摩耗性、特に耐アブレシブ摩耗性の向上に寄与する。また、固溶Ｎｂは焼入れ時の結晶粒を微細化させ、靱性の向上に寄与する。これらの作用を十分に引き出すためには０.１０％以上のＮｂ含有量を確保する必要があり、０.２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が増大すると、析出するＮｂ含有炭化物が粗大化しやすくなり、過大なＮｂ含有炭化物粒子を排除した所望の金属組織状態が実現できなくなる場合がある。そうなると疲労特性の改善が達成できない。種々検討の結果、Ｎｂ含有量は０.７０％以下とすることが望まれる。０.６０％以下、あるいは０.５０％以下に管理してもよい。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性の向上に有効である。また、焼鈍時における炭化物の粗大化を抑制する作用を有し、衝撃値（靭性）の改善に有効である。このため必要に応じてＣｒを含有させることができる。上記各作用を十分に発揮させるためには０.１０％以上のＣｒ含有量を確保することがより効果的である。ただし多量のＣｒを添加すると未溶解炭化物の生成量が増大し、靱性が著しく低下することがあるので、Ｃｒを添加する場合は１.５０％以下の範囲で行う。

ＭｏおよびＶは、いずれも靱性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。Ｍｏの場合は０.１０％以上、Ｖの場合も０.１０％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただしＭｏ、Ｖは高価な元素であり過剰添加はコスト増を招く。Ｍｏ、Ｖの１種または２種を添加する場合は、Ｍｏ、Ｖとも０.５０％以下の含有量範囲とする。

Ｎｉは、焼入れ性の向上に有効であり、必要に応じて添加することができる。その場合、０.１０％以上のＮｉ含有量を確保することがより効果的である。ただしＮｉの過剰添加はコスト増大要因となるので、Ｎｉを添加する場合は２.００％以下の範囲で行う。

Ｔｉは、Ｎｂと同様、鋳造後の鋼中に非常に硬質なＴｉ含有炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与するとともに、鋳造後に再固溶させたＴｉは焼入れ時の結晶粒を微細化させ、靱性の向上に寄与する。またＴｉはＮとの結合力が強いため、Ｂを添加した場合にＢＮの生成を防止し、Ｂの焼入れ性向上作用を引き出す上で有利となる。このため本発明では必要に応じてＴｉを添加することができる。上記の各作用を十分に得るためには０.０１％以上のＴｉ含有量を確保することがより効果的である。しかしながら、発明者らの検討によれば、Ｔｉ含有炭化物が鋼材中に多量に存在した場合には、靱性低下を招きやすいことがわかった。種々検討の結果、Ｔｉを添加する場合は０.１０％以下の範囲で行うことが重要である。

Ｂは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。焼入れ性向上作用を十分に発揮させるためには０.０００５％以上のＢ含有量を確保することがより効果的である。ただし、その作用は概ね０.００５０％で飽和するので、Ｂを添加する場合は０.００５０％以下の範囲で行う。

〔金属組織〕
本発明では耐摩耗性を顕著に向上させるためにＮｂ含有炭化物を利用する。本明細書でいうＮｂ含有炭化物はＮｂＣを主成分とする炭化物である。この種の炭化物は非常に硬質であり、適度な大きさのＮｂ含有炭化物がマトリクス中に分散していることによって耐摩耗性（特に耐アブレシブ摩耗性）が顕著に向上する。鋼中に観察される析出粒子がＮｂ含有炭化物に該当するかどうかは、ＥＤＸ等による微視的分析によって確かめることができる。Ｔｉを添加した場合はＮｂとＴｉを含有する複合炭化物となる場合もありうると考えられるが、そのような複合炭化物もＮｂ含有炭化物に該当する。

本出願人は特許文献４にて、調質熱処理後の金属組織において粒子径（円相当径）１μｍ以上のＮｂ含有炭化物が２００〜１０００個／ｍｍ²の密度でマトリクス中に存在しているとき、耐摩耗性が顕著に向上し、かつ靱性を損なう弊害も回避されることを開示した。このような比較的大きいＮｂ含有炭化物粒子を多量に分散させる手法として、鋳造時に粗大なＮｂ含有炭化物粒子を析出させ、それを再固溶させる手法を採用した。しかし、この手法では過大なＮｂ含有炭化物粒子が残存しやすく、それらが疲労破壊の起点として作用するために、疲労特性を安定して改善することが難しい。場合によっては疲労破壊によって材料の寿命が支配されることもあり、高強度材料の寿命向上のためには疲労特性の改善が課題となっていた。

上記の疲労破壊を防止するためには、その原因となる過大なＮｂ含有炭化物粒子が残存しない組織状態とすればよい。そのためには、存在が許容されるＮｂ含有炭化物の最大粒径を規定することが有効である。ところが、いくつかの観察視野において疲労破壊の起点になるであろうと考えられる粗大なＮｂ含有炭化物が観測されなくても、疲労特性を十分に改善できないケースが多々あり、疲労特性を安定して改善することができる組織状態を定量的に規定することは容易でなかった。その原因として、観察視野以外のどこかに粗大なＮｂ含有炭化物が少数でも存在していれば、それが疲労破壊の起点として作用することが考えられる。

発明者らは、詳細な検討の結果、極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmaxによって、５００〜６５０ＨＶレベルの硬さに調質された上記組成範囲の高強度鋼材における疲労特性改善の程度を精度良く判定することが可能であることを見出した。具体的には非特許文献１に記載の「介在物」を「Ｎｂ含有炭化物」に置き換えて統計処理を実施することにより、当該文献の√area_maxに対応する値として最大粒径Ｄmaxを定める。ここで、個々の粒子の粒径は、鋼材の断面組織を顕微鏡観察したときに観測される粒子の面積（投影面積）の二乗平方根の値を採用する。前記の粒径は顕微鏡観察画像をコンピュータにより解析することにより求めることができる。観察視野は１００ｍｍ²、観察視野数は３０以上とすればよい。

調質熱処理後の鋼材において、上記の方法で極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmax（以下、単に「最大粒径Ｄmax」という）が１８.０μｍ以下に調整されているとき、耐摩耗性が要求される高強度部品の疲労破壊抑制の観点から十分な疲労特性（例えば６００ＨＶ調質材では周波数：２０Ｈｚ、応力比：−１の条件で１０⁷回まで破断しない試験片の割合が５０％以上となる付与応力の最大値、すなわち疲労限が８００Ｎ／ｍｍ²となる疲労特性）を安定して得ることができる。Ｄmaxは１６.５μｍ以下であることがより好ましく、１５.５μｍ以下であることがさらに好ましい。

一方、耐摩耗性を十分に確保するためには粒径が１μｍ程度以上に大きいＮｂ含有炭化物が分散していることが有効となる。種々検討の結果、粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数が２００個／ｍｍ²以上である組織状態とすることによって優れた耐摩耗性が実現できる。本発明で規定する化学組成の鋼は、Ｃ含有量およびＮｂ含有量に応じて鋳片加熱処理での加熱温度が高くなりすぎないように配慮することによって粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数を上記のように調整することができる。

本発明に従う鋼材のマトリクス（鋼素地）は、焼入れ焼戻し処理材ではマルテンサイト組織またはマルテンサイト＋フェライト組織、オーステンパー処理材ではベイナイト組織またはベイナイト＋フェライト組織である。

〔製造工程〕
本発明に従う耐摩耗性鋼材は、鋳造、熱間加工、調質熱処理を経る工程で製造される。熱間加工としては、熱間圧延や熱間鍛造が挙げられる。熱延鋼板を素材として耐摩耗性部品を得る場合は例えば「鋳造→熱間圧延→仕上焼鈍→成形加工→調質熱処理」の工程、冷延鋼板を素材とする場合は例えば「鋳造→熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→仕上焼鈍→成形加工→調質熱処理」の工程を採用することができる。以下、後者の場合を例に各工程について説明する。

〔鋳造〕
鋳造後の冷却過程を利用してＮｂ含有炭化物を析出させる。その際、鋼中のＣ含有量、Ｎｂ含有量、および後工程で実施する鋳片加熱処理での加熱温度に応じて、鋳造時の冷却速度を厳密にコントロールすることが需要である。具体的には、鋳造時の鋳片中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度（℃／ｍｉｎ）が下記（１）式により定まるＧ値以上となるように鋳造条件をコントロールする。
Ｇ値＝０.３９ｅｘｐ（３.９４ｘ） …（１）
ここで、
ｘ＝Ｎｂ−１０^y／Ｃ
ｙ＝３.４２−７９００／（Ｔ＋２７３）
Ｃは鋼中のＣ含有量（質量％）、Ｎｂは鋼中のＮｂ含有量（質量％）、Ｔは鋳片加熱処理での加熱温度（℃）である。

上記（１）式のＧ値は、Ｃ含有量、Ｎｂ含有量、および後工程で実施する鋳片加熱処理での鋳片の加熱温度に応じて定まる鋳造時の１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度の許容下限値（℃／ｍｉｎ）を表す指標である。鋳片中心部の平均冷却速度が遅いほどＮｂ含有炭化物の粗大化が進行するが、鋳片中に過剰に粗大化したＮｂ含有炭化物が存在すると後工程で実施する鋳片加熱処理において再固溶を図っても疲労破壊の起点となる過大なＮｂ含有炭化物粒子が残存するようになる。鋼中のＮｂ含有量、Ｃ含有量が多いほどＮｂ含有炭化物は粗大化しやすいのでＧ値が高くなり、疲労特性を改善するために必要な鋳造時の冷却速度の許容下限は引き上げられる。一方、鋳片加熱処理時の加熱温度が高くなるほどＮｂ含有炭化物の再固溶化が進行するので、鋳造時の冷却速度の許容下限は緩和される。ここで、ｘはＣ含有量が０.３０〜０.９０％の鋼において再固溶後に粒径１μｍ以上のＮｂ含有炭化物が残存する程度を表す指標である。

〔鋳片加熱処理〕
鋳片加熱処理として、熱間圧延時に行う鋳片（代表的には連鋳スラブ）の加熱を利用して鋳片中に析出させたＮｂ含有の一部を再固溶させることができる。熱間圧延時の鋳片加熱温度（鋳片中心部の最高到達温度）は一般的に１１００〜１３５０℃の範囲であり、本発明でもその条件範囲において鋼材加熱温度Ｔを設定することができる。加熱保持時間（鋼材中心部が鋼材加熱温度−２０℃以上となる時間）は３０〜３００ｍｉｎとすればよい。ただし、上記（１）式により定まるＧ値が０.５３以上、より好ましくは０.５５以上となるように鋼中のＣ含有量およびＮｂ含有量に応じて鋳片加熱処理での加熱温度Ｔ（℃）を設定することが望まれる。Ｇ値が上記より小さくなるような加熱温度Ｔで鋳片を加熱すると、Ｎｂ含有炭化物の固溶化が過度に進行する場合があり、耐摩耗性を付与するうえで不利となる。したがって、適正なＧ値となるように鋳片加熱処理での加熱温度Ｔを設定し、そのＧ値に基づいて前述の鋳造条件をコントロールすることが重要である。

〔熱間圧延〕
熱延条件は例えば仕上圧延温度８００〜９００℃、巻取温度７５０℃以下とすることができる。

〔焼鈍・冷間圧延〕
必要に応じて熱延板焼鈍および冷間圧延を行い、目標板厚に調整する。熱延板の焼鈍は、例えば６００℃以上Ａｃ₁点未満の温度域に１０〜５０ｈ加熱保持する条件が採用できる。「焼鈍→冷間圧延」の工程を複数回行っても構わない。その場合、中間焼鈍も６００℃以上Ａｃ₁点未満の温度域に加熱することが望ましい。

〔仕上焼鈍・成形加工〕
所定の板厚に調整された熱延鋼板または冷延鋼板に対して、仕上焼鈍を施し、軟質化された再結晶フェライト組織（焼鈍組織）を有する素材鋼板を得る。仕上焼鈍はＡｃ₁点未満の温度域で行う必要がある。再結晶化を促進させるために、６００℃以上Ａｃ₁点未満の温度域に加熱することが望ましい。保持時間は８〜４０ｈの範囲で最適条件を設定すればよい。前述の鋳片加熱処理を経ることによって調整された鋼材中のＮｂ含有炭化物の分布状態は、この仕上焼鈍後もほぼ維持される。仕上焼鈍後には部品形状への成形加工が行われる。仕上焼鈍後の素材鋼板の断面硬さは概ね１５０〜２５０ＨＶの範囲にあり、部品形状への成形加工が十分可能である。

〔調質熱処理〕
素材鋼板から部品形状に成形加工された部材は、焼入れ焼戻し、オーステンパー等の調質熱処理に供され、例えば５００〜６５０ＨＶに調質される。ただし、調質熱処理の溶体化温度はオーステナイト領域かつ１０００℃以下の範囲とすることが望ましい。前記温度を超えると、既に調整されているＮｂ含有炭化物の分布形態が崩れるおそれがある。調質熱処理条件は、溶体化の上限温度が過度に高くならないように配慮する以外は、一般的な手法に従えばよい。
以上のようにして、動力伝達部材や刃物部材に適する耐摩耗性および疲労特性を高いレベルで兼ね備えた高強度機械部品を得ることができる。

表１に示す化学組成の鋼を溶製し、それらの鋼のスラブから溶融・凝固実験用の３０ｋｇの鋼ブロックを切り出した。その鋼ブロックをるつぼ中で溶融させて溶鋼とし、凝固時の冷却速度を種々変えた条件で冷却させることにより、鋳造時の冷却速度がコントロールされた鋳片を模擬した凝固塊を得た。

図１に、実験に用いた溶融・凝固装置の構成を模式的に示す。断熱材１で覆われた空間に設置された円筒るつぼ２の中で、ヒーター３の発熱によって鋼ブロックを溶融させ溶鋼４を得た。るつぼ２は耐火レンガ５を介して昇降可能なステージ６に載っている。溶鋼温度１７００℃の状態から溶鋼４が収容されたるつぼ２をステージ６の下降によって水冷コイル７が配置された冷却ゾーンに移動させていき、溶鋼４を凝固させた。その際、るつぼ２の中心部に設置した熱電対８によって溶鋼４およびそれが凝固した凝固塊の温度をモニターし、１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度が０.５〜２０℃／ｍｉｎの所定値となるように、ステージ６の下降速度、ヒーター３からの発熱量、水冷コイル７による抜熱量を調整した。このようにして得られた凝固塊は、鋳造時の鋳片中心部の冷却速度がコントロールされた鋳片を模擬したものである。以下、この凝固塊を「模擬鋳片」と呼び、上記の平均冷却速度を「鋳造時の鋳片中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度」とみなす。

〔供試材の作製〕
各模擬鋳片を素材に用いて「熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→仕上焼鈍→調質熱処理」の工程により板厚１.５ｍｍ、調質硬さ６００±１５ＨＶの供試材を得た。各工程での製造条件は以下のとおりである。
・熱間圧延； 模擬鋳片の加熱温度：１２５０〜１３５０℃（表２に記載）、加熱保持時間：６０ｍｉｎ、仕上圧延温度：８５０℃、巻取温度：５５０℃、熱延板板厚：３.５ｍｍ
・焼鈍； ６９０℃×１５ｈ、その後切削にて板厚３.０ｍｍに調整
・冷間圧延； 元板厚：３.０ｍｍ、冷延板板厚：１.５ｍｍ
・仕上焼鈍； ６７０℃×１５ｈ
・調質熱処理； ８２０℃×１５ｍｉｎの加熱処理後、６０℃の油浴に焼入れ、その後、組成に応じて調質硬さ６００ＨＶを目標とする温度で３０ｍｉｎの焼戻し

〔Ｇ値の算出〕
各供試材について、鋼中のＣ含有量、Ｎｂ含有量、模擬鋳片の加熱温度から前記（１）式によりＧ値を算出した。

〔組織観察〕
各供試材について光学顕微鏡で圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）を観察することにより、極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmax（前述）を求めた。非特許文献１に記載の「介在物」を「Ｎｂ含有炭化物」に置き換えて統計処理を実施することにより、当該文献の√area_maxに対応する値を最大粒径Ｄmaxとした。測定条件は、以下のとおりである。
・測定装置； 光学顕微鏡（観察倍率：１００〜１０００倍）
・検査基準面積Ｓ₀； １００ｍｍ²
・検査回数ｎ； ３０回
・予測体積Ｖ； １０００ｍｍ³

また、各供試材について、Ｌ断面を分析走査型電子顕微鏡により観察し、観察面積６１×６１μｍ²×２０視野中に存在するＮｂ含有炭化物粒子のうち、粒径１.０μｍ以上の炭化粒子の数をカウントし、１ｍｍ²あたりの数に換算した。粒径は粒子面積の二乗平方根の値（前述）であり、粒径１.０μｍ以上の粒子を画像処理によってピックアップした。

〔耐摩耗性試験〕
供試材から摩擦面が１辺１.５ｍｍの正方形となる試験片を切り出し、ピンオンディスク型摩耗試験機により試験を行った。摩耗相手材は、塩浴処理によりフラットな鋼板表面上に形成したＶＣ（バナジウムカーバイド）皮膜とした。この皮膜硬さは２４００ＨＶ程度に相当する。試験片を試料ホルダに固定して、回転する摩耗相手材に試験片表面を試験荷重Ｆ＝５００Ｎで押し付けながら、摩擦速度１ｍ／ｓｅｃ、摩擦距離Ｌ＝３６００ｍの条件で摩耗試験を行った。試験前後の試料板厚差から摩耗により消失した材料の体積を算出し、これを摩耗減量Ｗ（ｍｍ³）とした。そして、下記（２）式により比摩耗量Ｃ（ｍｍ³／Ｎｍ）を求めた。
比摩耗量Ｃ＝摩耗減量Ｗ／（試験荷重Ｆ×摩擦距離Ｌ） …（２）
調質硬さ６００ＨＶの材料において、この比摩耗量Ｃが０.３５×１０^-7ｍｍ³／Ｎｍ以下であれば、Ｃ含有量０.９０％以下の鋼を用いた動力伝達部材や刃物部材に使用されている現用鋼と比べ非常に優れた耐摩耗性を有すると評価される。したがって、比摩耗量Ｃが０.３５×１０^-7ｍｍ³／Ｎｍ以下であるものを合格（耐摩耗性；良好）と判定した。

〔疲労試験〕
供試材から図２に示す形状の疲労試験片（板厚１.５ｍｍ、長手方向が圧延方向に一致）を作製し、油圧サーボ式疲労試験機を用いて周波数：２０Ｈｚ、応力比：−１の条件で、付与応力８００Ｎ／ｍｍ²から１０００Ｎ／ｍｍ²まで５０Ｎ／ｍｍ²ピッチで各応力段階１０本ずつ、計５０本の試験を行い、繰返し数１０⁷回までに破壊しない試験片が過半数生じた最大の付与応力を、その供試材の疲労限と定めた。
結果を表２に示す。表２中の「鋳片冷却速度」は模擬鋳片の中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度、「１.０μｍ以上の粒子数」は粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物の数を意味する。

表２からわかるように、本発明例のものは、前述（１）式により定まるＧ値が０.５３以上となるように鋳片加熱処理での加熱温度Ｔを設定し、かつ模擬鋳片の鋳片中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度（℃／ｍｉｎ）がＧ値以上となるように模擬鋳片の冷却速度をコントロールしたことにより、粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物の数を２００個／ｍｍ²以上、かつ極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmaxを１８.０μｍ以下に調整することができた。その結果、優れた耐摩耗性を有する調質熱処理材において、疲労特性が安定して改善された。

これに対し、比較例であるＮｏ.１〜３は鋼のＣ含有量が過剰であるため鋳造時（模擬鋳片製造時）に鉄系の粗大な共晶炭化物が生じ、それが疲労破壊の起点となって疲労特性が低下した。Ｎｏ.４は鋼のＣ含有量が不足し、Ｎｏ.７は鋼のＮｂ含有量が不足するため粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物の数が不足し、耐摩耗性に劣った。Ｎｏ.５、６は鋼のＮｂ含有量が過剰であるため過大なＮｂ炭化物が残存し、それが疲労破壊の起点となって疲労特性が低下した。Ｎｏ.８はＮｂ無添加鋼であるため耐摩耗性に劣った。Ｎｏ.９、１０は鋼のＴｉ含有量が過剰であるため過大なＴｉ含有炭化物が生成し、それが疲労破壊の起点となって疲労特性が低下した。Ｎｏ.４４は鋳片加熱処理での加熱温度をＧ値が０.５３未満となる温度に設定したため、当該加熱処理でＮｂ含有炭化物の再固溶が過度に進行し、耐摩耗性の改善が不十分であった。上記以外の各比較例は本発明で規定する化学組成を有する鋼を採用したものであるが、鋳片冷却速度をＧ値未満としたことによりＤmaxが１８.０μｍを超えた。これらは過大なＮｂ含有炭化物が疲労破壊の起点として作用したことにより疲労特性は改善されなかった。

１ 断熱材
２ るつぼ
３ ヒーター
４ 溶鋼
５ 耐火レンガ
６ ステージ
７ 水冷コイル
８ 熱電対

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０.３０〜０.９０％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％以下、Ｍｎ：０.１０〜１.５０％、Ｐ：０.００３〜０.０３０％、Ｓ：０.００１〜０.０２０％、Ｎｂ：０.１０〜０.７０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｎｂ含有炭化物が分散した調質熱処理後の金属組織を有し、断面組織観察により観測される個々のＮｂ含有炭化物粒子の面積の二乗平方根をその粒子の粒径と定義するとき、粒径１.０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数が２００個／ｍｍ²以上、かつ極値統計法により推定される１０³ｍｍ³中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄmaxが１８.０μｍ以下に調整されている疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材。
2. さらに、Ｃｒ：１.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下、Ｖ：０.５０％以下、Ｎｉ：２.００％以下、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｂ：０.００５０％以下の１種以上を含有する化学組成を有する請求項１に記載の疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材。
3. 鋳造および鋳片加熱処理を終えた鋼材から最終的に調質熱処理が施された耐摩耗性鋼材を得るに際し、下記（１）式により定まるＧ値が０.５３以上となるように鋼中のＣ含有量およびＮｂ含有量に応じて鋳片加熱処理での加熱温度Ｔ（℃）を設定し、かつ鋳造時の鋳片中心部における１５００℃から１０００℃までの平均冷却速度（℃／ｍｉｎ）が前記Ｇ値以上となるように鋳造条件をコントロールする請求項１または２に記載の疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材の製造方法。
   Ｇ値＝０.３９ｅｘｐ（３.９４ｘ） …（１）
   ここで、
   ｘ＝Ｎｂ−１０^y／Ｃ
   ｙ＝３.４２−７９００／（Ｔ＋２７３）
   Ｃは鋼中のＣ含有量（質量％）、Ｎｂは鋼中のＮｂ含有量（質量％）、Ｔは鋳片加熱処理での加熱温度（℃）である。

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