JP2020504240A - 高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 - Google Patents

高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、建設機械などに用いられる耐摩耗鋼に関し、より詳細には、厚さ４０〜１３０ｔ（ｍｍ）に対して優れた耐摩耗性を有するとともに、高強度及び衝撃靭性を有する高硬度耐摩耗鋼、及びこれを製造するための方法に関する。

Description

本発明は、建設機械などに用いられる耐摩耗鋼に関し、より詳細には、高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法に関する。
建設、土木、鉱業、セメント産業などの多くの産業分野で用いられる建設機械、産業機械の場合、作業時の摩擦による摩耗が激しく発生することにより、耐摩耗性を示す材料の適用が必要となる。
一般に、厚鋼板の耐摩耗性及び硬度は相関関係にあり、摩耗が懸念される厚鋼板では硬度を高める必要がある。より安定した耐摩耗性を確保するためには、厚鋼板の表面から板厚内部（ｔ／２付近、ｔ＝厚さ）にわたって均一な硬度を有すること（すなわち、厚鋼板の表面及び内部で同一程度の硬度を有すること）が要求される。
通常、厚鋼板において高硬度を得るためには、圧延後に、Ａｃ３以上の温度で再加熱した後、焼入れする方法が広く用いられている。
一例として、下記特許文献１及び２には、Ｃの含有量を高め、Ｃｒ及びＭｏなどの硬化能向上元素を多量添加することで表面硬度を増加させる方法が開示されている。
しかし、極厚物鋼板を製造するためには、鋼板中心部の硬化能を確保するためのさらに多くの硬化能元素の添加が必要とされ、Ｃと硬化能合金を多量添加することにより、製造コストが上昇し、溶接性及び低温靭性が低下するという問題がある。
そこで、硬化能を確保するための硬化能合金の添加が避けられない状況下で、高硬度の確保により、耐摩耗性に優れるだけでなく、高強度及び高衝撃靭性を確保することができる方案が要求されるのが実情である。
特開平８−０４１５３５号公報 特開昭６１−１６６９５４号公報
本発明の課題は、厚さ４０〜１３０ｔ（ｍｍ）に対して優れた耐摩耗性を有するとともに、高強度及び高衝撃靭性を有する高硬度耐摩耗鋼、及びこれを製造するための方法を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０〜０．３２％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜２．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含み、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、且つ下記関係式１を満たし、微細組織が、面積分率で、９７％以上のマルテンサイト及び３％以下のベイナイトを含む高硬度耐摩耗鋼を提供する。
［関係式１］
ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）＜０．５５ＨＩ
ここで、ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）は、鋼の厚さ中心部におけるマルテンサイト分率が９７％以上である微細組織を有する鋼厚さ、ＨＩは、合金元素によって決定される硬化能指数（Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｄｅｘ）であり、下記成分関係で示される。
［ＨＩ＝０．５４［Ｃ］×（０．７３［Ｓｉ］＋１）×（４．１２［Ｍｎ］＋１）×（０．３６［Ｃｕ］＋１）×（０．４１［Ｎｉ］＋１）×（２．１５［Ｃｒ］＋１）×（３．０４［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（０．１２［Ｃｏ］＋１）×３３］、ここで、各元素は重量含有量を意味する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを設ける段階と、上記鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、上記粗圧延後、７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理する段階と、上記再加熱熱処理後、上記熱延鋼板を２℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する段階と、を含む高硬度耐摩耗鋼の製造方法を提供する。
本発明によると、厚さ４０〜１３０ｔ（ｍｍ）の厚物材に対して高硬度及び高強度を有する耐摩耗鋼が提供されるという効果を奏する。
特に、本発明の耐摩耗鋼は、３６０〜４４０ＨＢの表面硬度を確保するとともに、板厚中心部でも３５０ＨＢ以上の高い硬度を有するという効果を奏する。
本発明の一実施形態による、発明例３の板厚中心部（１／２ｔ（ｍｍ）地点）の微細組織を測定した写真を示す。
本発明者らは、建設機械などに好適に適用することができる材料について深く研究した。特に、核心的に要求される物性である耐摩耗性を確保するために、高硬度に加えて、高強度及び高靭性を有する鋼材を提供すべく、合金組成としての硬化能元素の含有量、及び製造条件を最適化することにより、上記のような物性確保に有利な微細組織を有する耐摩耗鋼を提供できることを確認し、本発明を完成させた。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による高硬度耐摩耗鋼は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０〜０．３２％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜２．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供される高硬度耐摩耗鋼の合金組成を上記のように制御した理由について詳細に説明する。このとき、特別な記載がない限り、各成分の含有量は重量％を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．３２％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼において強度及び硬度を増加させるのに効果的であり、硬化能向上のために有効な元素である。
上述した効果を十分に確保するためには、Ｃを０．１０％以上添加することが好ましいが、Ｃの含有量が０．３２％を超えると、溶接性及び靭性を阻害するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｃの含有量を０．１０〜０．３２％に制御することが好ましい。より好ましくは０．１１〜０．２９％、さらに好ましくは０．１２〜０．２６％含むことができる。
Ｓｉ：０．１〜０．７％
ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸及び固溶強化による強度向上に有効な元素である。
上記のような効果を有効に得るためにはＳｉを０．１％以上添加することが好ましいが、Ｓｉの含有量が０．７％を超えると、溶接性が劣化するため好ましくない。
従って、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．１〜０．７％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｓｉを０．２〜０．５％含むことができる。
Ｍｎ：０．６〜１．６％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの生成を抑制し、Ａｒ３温度を下げることで、焼入性を効果的に上昇させて鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。
本発明では、厚物材の硬度を確保するために、上記Ｍｎを０．６％以上含有することが好ましいが、Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、溶接性を低下させるという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．６〜１．６％に制御することが好ましい。
Ｐ：０．０５％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に必然的に含有される元素でありながら、鋼の靭性を阻害する元素である。従って、上記Ｐの含有量をできる限り減少させることで、０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、必然的に含有されるレベルを考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中ＭｎＳ介在物を形成して鋼の靭性を阻害する元素である。従って、上記Ｓの含有量をできる限り減少させて、０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、必然的に含有されるレベルを考慮して０％は除く。
Ａｌ：０．０７％以下（０を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含有量を減少させるのに効果的な元素である。かかるＡｌの含有量が０．０７％を超えると、鋼の清浄性が阻害されるという問題があるため好ましくない。
従って、本発明では、上記Ａｌの含有量を０．０７％以下に制御することが好ましい。但し、製鋼工程時の負荷や製造コストの上昇などを考慮して０％は除く。
Ｃｒ：０．１〜１．５％
クロム（Ｃｒ）は、焼入性を増加させて鋼の強度を増加させ、硬度の確保にも有利な元素である。
上述した効果のためにはＣｒを０．１％以上添加することが好ましいが、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、溶接性が劣化して製造コストを上昇させる原因となる。
従って、本発明では、上記Ｃｒの含有量を０．１〜１．５％に制御することが好ましい。
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、上記Ｃｒとともに焼入性を増加させて鋼の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素である。
上述した効果のためにはＮｉを０．０１％以上添加することが好ましいが、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、逆に鋼の靭性を大きく阻害するおそれがあり、高価な元素であるため製造コストを上昇させる原因となる。
従って、本発明では、上記Ｎｉの含有量を０．０１〜２．０％に制御することが好ましい。
Ｍｏ：０．０１〜０．８％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入性を増加させ、特に厚物材の硬度向上に有効な元素である。
上述した効果を十分に得るためにはＭｏを０．０１％以上添加することが好ましいが、上記Ｍｏも高価な元素であるためその含有量が０．８％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接性が劣化するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｍｏの含有量を０．０１〜０．８％に制御することが好ましい。
Ｂ：５０ｐｐｍ以下（０を除く）
ホウ素（Ｂ）は、少量の添加でも鋼の焼入性を有効に上昇させ、強度を向上させるのに有効な元素である。
但し、Ｂの含有量が多すぎると、逆に鋼の靭性及び溶接性を阻害するという問題があるため、Ｂの含有量を５０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。
Ｃｏ：０．０４％以下（０を除く）
コバルト（Ｃｏ）は、鋼の焼入性を増加させることで、鋼の強度及び硬度の確保に有利な元素である。
但し、Ｃｏの含有量が０．０４％を超えると、鋼の焼入性が低下するおそれがあり、高価な元素であるため製造コストを上昇させる要因となる。
従って、本発明では、Ｃｏを０．０４％以下添加することが好ましい。但し、０％は除く。より有利には、０．００５〜０．０３５％、さらに有利には、０．０１〜０．０３％含有することが好ましい。
本発明の耐摩耗鋼は、上述した合金組成に加えて、本発明で目標とする物性の確保に有利な要素をさらに含むことができる。
具体的には、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなる群より選択された１種以上をさらに含むことができる。
Ｃｕ：０．５％以下（０を除く）
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入性を向上させ、固溶強化により鋼の強度及び硬度を向上させる元素である。
但し、かかるＣｕの含有量が０．５％を超えると、表面欠陥を発生させ、熱間加工性を阻害するという問題があるため、上記Ｃｕを添加する場合には０．５％以下添加することが好ましい。
Ｔｉ：０．０２％以下（０を除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入性を向上するのに有効な元素であるＢの効果を最大化する元素である。具体的には、上記Ｔｉは、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成させ、ＢＮの形成を抑制することにより、固溶Ｂを増加させて焼入性向上を最大化することができる。
但し、上記Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、粗大なＴｉＮ析出物が形成されて鋼の靭性が劣化するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｔｉを添加する場合には０．０２％以下添加することが好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下（０を除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトに固溶されてオーステナイト硬化能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）などの炭窒化物を形成して鋼の強度を増加させ、オーステナイト結晶粒の成長を抑制するのに有効である。
但し、上記Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、粗大な析出物が形成され、これは脆性破壊の起点となって靭性を阻害するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｎｂを添加する場合には０．０５％以下添加することが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下（０を除く）
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後の再加熱時にＶＣ炭化物を形成することにより、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼の焼入性を向上させることで強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。
但し、上記Ｖは、高価な元素であるためその含有量が０．０５％を超えると、製造コストを上昇させる要因となる。
従って、本発明では、上記Ｖの含有量を０．０５％以下に制御することが好ましい。
Ｃａ：２〜１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓとの結合力が良くＣａＳを生成することにより、鋼材の厚さ中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑制するという効果がある。また、上記Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、湿気が多い外部環境下での腐食抵抗を高めるという効果がある。
上述した効果のためには上記Ｃａを２ｐｐｍ以上添加することが好ましいが、Ｃａの含有量が１００ｐｐｍを超えると、製鋼操業時のノズル詰まりなどを誘発するという問題があるため好ましくない。
従って、本発明では、上記Ｃａを添加する場合にはＣａの含有量を２〜１００ｐｐｍに制御することが好ましい。
さらに、本発明は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０を除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０を除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０を除く）のうち１種以上をさらに含むことができる。
上記Ａｓは、鋼の靭性向上に有効であり、上記Ｓｎは、鋼の強度及び耐食性の向上に有効である。また、Ｗは、焼入性を増加させることで、強度向上に加えて、高温での硬度向上に有効な元素である。
但し、上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、逆に鋼の物性を阻害するおそれがある。
従って、本発明では、上記Ａｓ、Ｓｎ、またはＷをさらに含む場合、それらの含有量をそれぞれ０．０５％以下に制御することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に記載しない。
上述した合金組成を満たす本発明の耐摩耗鋼は、微細組織として、マルテンサイト相を基地組織として含むことが好ましい。
より具体的には、本発明の耐摩耗鋼は、面積分率で、マルテンサイト相を９７％以上（１００％を含む）含み、その他の組織としてベイナイト相を含むことができる。上記ベイナイト相は、面積分率３％以下であることが好ましく、０％で形成されてもよい。
上記マルテンサイト相の分率が９７％未満である場合には、目標レベルの強度及び硬度を確保することが難しくなるという問題がある。
本発明において、上記マルテンサイト相は、焼戻しマルテンサイト相を含む。このように、焼戻しマルテンサイト相を含む場合には、鋼の靭性をより有利に確保することができる。
また、本発明の耐摩耗鋼は、その厚さ及び硬化能に関与する合金元素の関係が下記関係式１を満たすことが好ましい。
本発明では、鋼の厚さ中心部までマルテンサイト相を面積分率９７％以上確保されないと、目標とする硬度を確保することができなくなる。そのためには、下記関係式１を満たす必要がある。すなわち、硬化能に関与する合金元素を含有しても、下記関係式１を満たさないと、マルテンサイト相が鋼の全厚さにわたって形成されなくなり、その結果、目標とするレベルの硬度を確保することができなくなる。
［関係式１］
ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）＜０．５５ＨＩ
ここで、ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）は、鋼の厚さ中心部におけるマルテンサイト分率が９７％以上である微細組織を有する鋼厚さ、ＨＩは、合金元素によって決定される硬化能指数（Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｄｅｘ）であり、下記成分関係で示される。
［ＨＩ＝０．５４［Ｃ］×（０．７３［Ｓｉ］＋１）×（４．１２［Ｍｎ］＋１）×（０．３６［Ｃｕ］＋１）×（０．４１［Ｎｉ］＋１）×（２．１５［Ｃｒ］＋１）×（３．０４［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（０．１２［Ｃｏ］＋１）×３３］、ここで、各元素は硬化能に関与する合金元素であり、それぞれ重量含有量を意味する。
すなわち、本発明は、上述した関係式１を満たすことにより、表面硬度を３６０〜４４０ＨＢ、中心硬度を３５０ＨＢ以上確保することができる。すなわち、本発明で提供される耐摩耗鋼全厚さにわたって３５０ＨＢ以上の硬度を有することができる。
ここで、上記「表面」とは、鋼表面部、例えば、鋼表面から厚さ方向２ｍｍ直下の領域を意味し、上記「中心」とは、鋼の厚さ中心部、例えば、１／２ｔ、１／４ｔ（ｔは鋼の厚さ（ｍｍ）を意味する）領域を意味することができる。但し、これに限定されるものではない。
以下、本発明の他の一側面による高硬度耐摩耗鋼を製造する方法について詳細に説明する。
簡単に説明すると、上述した合金組成を満たす鋼スラブを設けた後、上記鋼スラブを［再加熱−粗圧延−仕上げ圧延−空冷−再加熱熱処理−冷却］する工程を経ることにより製造することが好ましい。以下では、各工程の条件について詳細に説明する。
まず、本発明で提案する合金組成を満たす鋼スラブを設けた後、これを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱することが好ましい。
上記加熱時の温度が１０５０℃未満である場合には、Ｎｂなどの再固溶が十分ではない。これに対し、その温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化して不均一な組織が形成されるおそれがある。
従って、本発明では、鋼スラブの加熱時に、１０５０〜１２５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
上記加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上げ圧延を経ることにより熱延鋼板を製造することが好ましい。
まず、上記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延してバー（ｂａｒ）を製造した後、これを７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延することが好ましい。
上記粗圧延時の温度が９５０℃未満である場合には、圧延荷重が増加し、比較的弱圧下されることにより、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達できず、空隙のような欠陥が除去されないおそれがある。これに対し、その温度が１０５０℃を超えると、圧延とともに再結晶が発生した後、粒子が成長するようになって初期オーステナイト粒子が過度に粗大になるおそれがある。
上記仕上げ温度範囲が７５０℃未満である場合には、二相域圧延となって微細組織中にフェライトが生成される可能性がある。これに対し、その温度が９５０℃を超えると、圧延ロールの負荷が激しくなって圧延性が劣化するという問題がある。
上記によって製造された熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理を行うことが好ましい。
上記再加熱熱処理は、フェライト及びパーライトで構成された熱延鋼板をオーステナイト単相に逆変態させるためのものである。上記再加熱熱処理時の温度が８５０℃未満である場合には、オーステナイト化は十分に行われることができず、粗大な軟質フェライトが混在するようになるため、最終製品の硬度が低下するという問題がある。これに対し、その温度が９５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大となり、焼入性が大きくなる効果はあるものの、鋼の低温靭性が劣化するという問題がある。
また、上述した温度範囲で再加熱時の在炉時間が２０分未満である場合には、オーステナイト化が十分に行われることができず、後続の急速冷却による相変態、すなわち、マルテンサイト組織を十分に得ることができなくなる。
上記再加熱熱処理を完了した後、板厚中心部（例えば、１／２ｔ地点（ここでｔは厚さ（ｍｍ）を意味する））を基準に２℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することが好ましい。このとき、上記冷却は、水冷であることが好ましい。
上記再加熱熱処理後の冷却時の冷却速度が２℃／ｓ未満であるか、または冷却終了温度が２００℃を超えると、冷却中にフェライト相が形成されたり、ベイナイト相が過度に形成されたりするおそれがある。
本発明では、上記冷却速度の上限は、特に限定されず、設備上の限界を考慮して適切に設定することができる。
上記のように、冷却が完了した熱延鋼板は、上記関係式１を満たすものであって、微細組織が、本発明で意図するように形成されるため、強度及び硬度に優れた耐摩耗鋼が提供されることができる。
一方、上記再加熱熱処理及び冷却工程を完了した熱延鋼板は、好ましくは４０〜１３０ｍｍの厚さを有する厚鋼板であって、かかる厚鋼板に対して焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）工程をさらに行うことができる。
本発明では、鋼の表面硬度だけでなく、中心部の硬度を目標レベルに確保するために、鋼中炭素を０．１６％超過、より好ましくは０．１８％以上含有する鋼に対しては上記焼戻し工程を行うことが好ましい。但し、鋼中炭素が０．１６％以下であっても、焼戻し工程を行うには無理がない。
具体的には、上記焼戻し工程は、上記再加熱熱処理及び冷却された熱延鋼板を３００〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、６０分以内で熱処理することが好ましい。
上記焼戻し工程時の温度が３００℃未満である場合には、焼戻しマルテンサイトの脆化現象が発生し、鋼の強度及び靭性が劣化する可能性がある。これに対し、その温度が６００℃を超えると、再結晶によって強度が急激に低下するおそれがあるため好ましくない。
また、上記焼戻し工程時の時間が６０分を超えると、焼入れ後に発生したマルテンサイト組織内の高転位密度が低くなり、結果的に硬度が急激に低下するようになる。
上述した製造条件に応じて製造された本発明の熱延鋼板は、微細組織としてマルテンサイト相（焼戻しマルテンサイトを含む）を主相として含み、全厚さにわたって高硬度を有するという効果を奏する。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１及び表２に示す合金組成を有する鋼スラブを設けた後、上記それぞれの鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱した後、９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延してバー（ｂａｒ）を製作した。次に、上記それぞれのバー（ｂａｒ）を下記表３に示す温度で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造した後、常温まで冷却した。その後、上記熱延鋼板を再加熱熱処理してから水冷した。このとき、上記再加熱熱処理及び水冷時の条件は下記表３に示した。
上記によって製造された熱延鋼板のうち一部の熱延鋼板に対しては焼戻し熱処理をさらに行った。
その後、それぞれの熱延鋼板に対して微細組織及び機械的物性を測定し、その結果を下記表４に示した。
上記微細組織は、任意のサイズで試験片を切断して鏡面を製作した後、ナイタルエッチング液を用いて腐食させた後、光学顕微鏡及び電子走査顕微鏡を用いることで、表層から厚さ方向２ｍｍの位置及び厚さ中心である１／２ｔ（ｍｍ）の位置をともに観察した。
そして、硬度及び靭性はそれぞれブリネル硬度試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍのタングステン圧入ボール（鋼球圧入））及びシャルピー衝撃試験機を用いて測定した。このとき、表面硬度は、板の表面を２ｍｍのミル加工した後、３回測定したものの平均値を使用し、断面硬度の場合は、板厚方向に試験片を切断した後の厚さ中心、すなわち、１／２ｔの位置で３回測定した後の平均値を使用した。また、シャルピー衝撃試験結果は、１／４ｔの位置から試験片を採取した後、−４０℃で３回測定したものの平均値を使用した。
Figure 2020504240
Figure 2020504240
Figure 2020504240
Figure 2020504240
上記表１から４に示すように、鋼の合金組成、関係式１、及び製造条件をすべて満たす発明例１から９の場合は、鋼の厚さ中心部からマルテンサイト相が９７％以上形成されており、高強度及び高靭性とともに、表面及び中心部の硬度値が目標とするレベルで形成された。
鋼Ａを用いた比較例１から３の場合は、表面硬度は本発明のレベルを満たすものの、中心部におけるマルテンサイト相が不十分であり、中心硬度を３５０ＨＢ以上確保することができなかった。
一定量以上炭素を含有する鋼Ｂを用いた比較例４の場合は、表面硬度が４４０ＨＢを超えて過度に高く、比較例５の場合は、焼戻しを行って表面硬度を下げようとしたにもかかわらず、表面硬度が高かった。また、再加熱熱処理後の冷却時に非常に遅い冷却速度で冷却を行った比較例６の場合は、鋼の中心部に多量のベイナイト相が生成され、その結果、中心硬度３５０ＨＢ以上を満たすことができなかった。
そして、一定量以上炭素を含有する鋼Ｃを用いた比較例７の場合は、再加熱熱処理後の冷却時に、急冷により表面硬度が５５０ＨＢのレベルと非常に高く示され、比較例８の場合は、焼戻しを行って表面硬度を下げようとしたが、中心硬度がともに低下して３５０ＨＢ以上を満たすことができなかった。比較例９の場合も、焼戻しを行わなかったため表面硬度が４４０ＨＢを超えた。
比較例１０及び１１の場合も、炭素を一定量以上含有する鋼を用いたが、焼戻しを行わなかったため、表面硬度が４４０ＨＢを超過した。
比較例１２の場合は、再加熱熱処理後の冷却時の冷却終了温度が２００℃を超えたことが原因となって、鋼の中心部においてマルテンサイト相分率が十分に形成されず、その結果、中心部硬度が低下した。
図１は、発明例３の中心部微細組織を観察した結果を示したものであり、マルテンサイト相が形成されたことが肉眼でも確認できる。

Claims (7)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０〜０．３２％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．６％、リン（Ｐ）：０％より大で０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０％より大で０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０％より大で０．０７％以下、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜２．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、ホウ素（Ｂ）：０％より大で５０ｐｐｍ以下、コバルト（Ｃｏ）：０％より大で０．０４％以下を含み、銅（Ｃｕ）：０％より大で０．５％以下、チタン（Ｔｉ）：０％より大で０．０２％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０％より大で０．０５％以下、バナジウム（Ｖ）：０％より大で０．０５％以下、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、且つ下記関係式１を満たし、
    微細組織が、面積分率で、９７％以上のマルテンサイト及び３％以下のベイナイトを含むことを特徴とする高硬度耐摩耗鋼。
    ［関係式１］
    ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）＜０．５５ＨＩ
    ここで、ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）は、鋼の厚さ中心部におけるマルテンサイト分率が９７％以上である微細組織を有する鋼厚さ、ＨＩは、合金元素によって決定される硬化能指数（Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｄｅｘ）であり、下記成分関係で示される。
    ［ＨＩ＝０．５４［Ｃ］×（０．７３［Ｓｉ］＋１）×（４．１２［Ｍｎ］＋１）×（０．３６［Ｃｕ］＋１）×（０．４１［Ｎｉ］＋１）×（２．１５［Ｃｒ］＋１）×（３．０４［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（０．１２［Ｃｏ］＋１）×３３］、ここで、各元素は重量含有量を意味する。
  2. 前記耐摩耗鋼は、ヒ素（Ａｓ）：０％より大で０．０５％以下、スズ（Ｓｎ）：０％より大で０．０５％以下、及びタングステン（Ｗ）：０％より大で０．０５％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高硬度耐摩耗鋼。
  3. 前記耐摩耗鋼は、表面硬度が３６０〜４４０ＨＢを満たし、中心硬度が３５０ＨＢ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高硬度耐摩耗鋼。
  4. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０〜０．３２％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．６％、リン（Ｐ）：０％より大で０．０５％以下、硫黄（Ｓ）：０％より大で０．０２％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０％より大で０．０７％以下、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜２．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、ホウ素（Ｂ）：０％より大で５０ｐｐｍ以下、コバルト（Ｃｏ）：０％より大で０．０４％以下を含み、銅（Ｃｕ）：０％より大で０．５％以下、チタン（Ｔｉ）：０％より大で０．０２％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０％より大で０．０５％以下、バナジウム（Ｖ）：０％より大で０．０５％以下、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを設ける段階と、
    前記鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、
    前記粗圧延後、７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理する段階と、
    前記再加熱熱処理後、前記熱延鋼板を２℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
  5. 前記２００℃以下まで冷却する段階の後に、３００〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、６０分以内で熱処理する段階をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
  6. 前記鋼スラブは、ヒ素（Ａｓ）：０％より大で０．０５％以下、スズ（Ｓｎ）：０％より大で０．０５％以下、及びタングステン（Ｗ）：０％より大で０．０５％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
  7. 前記耐摩耗鋼は下記関係式１を満たすことを特徴とする請求項４に記載の高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
    ［関係式１］
    ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）＜０．５５ＨＩ
    ここで、ｔ（Ｖ＿Ｍ９７）は、鋼の厚さ中心部におけるマルテンサイト分率が９７％以上である微細組織を有する鋼厚さ、ＨＩは、合金元素によって決定される硬化能指数（Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｄｅｘ）であり、下記成分関係で示される。
    ［ＨＩ＝０．５４［Ｃ］×（０．７３［Ｓｉ］＋１）×（４．１２［Ｍｎ］＋１）×（０．３６［Ｃｕ］＋１）×（０．４１［Ｎｉ］＋１）×（２．１５［Ｃｒ］＋１）×（３．０４［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（０．１２［Ｃｏ］＋１）×３３］、ここで、各元素は重量含有量を意味する。
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