JP3273404B2 - 厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼の製造方法 - Google Patents
厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、産業廃棄物の処理
機械の刃先など産業機械等で使用される板厚５０ｍｍ以
上（特に８０ｍｍ以上）の厚手鋼板に対し、過酷な摩耗
条件下で優れた耐摩耗性を示す厚手高硬度高靱性耐摩耗
鋼の製造方法に関するものである。
機械の刃先など産業機械等で使用される板厚５０ｍｍ以
上（特に８０ｍｍ以上）の厚手鋼板に対し、過酷な摩耗
条件下で優れた耐摩耗性を示す厚手高硬度高靱性耐摩耗
鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、産業機械等の耐摩耗性を要求さ
れる部位に使用される耐摩耗鋼は、表面ブリネル硬度Ｈ
Ｂ≧３６０で板厚１００ｍｍまで、表面ブリネル硬度Ｈ
Ｂ≧４７０で板厚５０ｍｍまでが、通常、焼入れまま、
または焼入れ焼戻し熱処理により製造されているが、摩
耗寿命を延長する目的から、高硬度化および板厚拡大の
傾向にある。
れる部位に使用される耐摩耗鋼は、表面ブリネル硬度Ｈ
Ｂ≧３６０で板厚１００ｍｍまで、表面ブリネル硬度Ｈ
Ｂ≧４７０で板厚５０ｍｍまでが、通常、焼入れまま、
または焼入れ焼戻し熱処理により製造されているが、摩
耗寿命を延長する目的から、高硬度化および板厚拡大の
傾向にある。
【０００３】このような目的を達成するための高硬度耐
摩耗鋼としては、例えば特開平５−３２４６２号公報に
おいて、耐熱亀裂性を向上させることを目的として、成
分系、特にＣ量を０．３０％未満とし、ＰＨ＝Ｃ＋Ｍｎ
／１０＋Ｍｏ／６＋Ｃｒ／１５＋３Ｖ＋４０Ｐ＋１００
Ｂの値を１．０％以下とするものが提案されている。し
かしながら、上記で提案された技術では、十分な焼入れ
性を得るにはＣ量の増加もしくは他の元素添加を行う必
要があり、高硬度と高靱性を同時に得ることは困難であ
る。さらに、板厚方向に均一な高硬度と高靱性を両立さ
せることは、十分にはなされていない。
摩耗鋼としては、例えば特開平５−３２４６２号公報に
おいて、耐熱亀裂性を向上させることを目的として、成
分系、特にＣ量を０．３０％未満とし、ＰＨ＝Ｃ＋Ｍｎ
／１０＋Ｍｏ／６＋Ｃｒ／１５＋３Ｖ＋４０Ｐ＋１００
Ｂの値を１．０％以下とするものが提案されている。し
かしながら、上記で提案された技術では、十分な焼入れ
性を得るにはＣ量の増加もしくは他の元素添加を行う必
要があり、高硬度と高靱性を同時に得ることは困難であ
る。さらに、板厚方向に均一な高硬度と高靱性を両立さ
せることは、十分にはなされていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】近年、廃棄物処理機械
の分野においては、処理能力の向上、高効率化、長寿命
化などの観点から、機械設備の大容量大型化および使用
部材の高硬度化傾向が強まっている。それに伴い、鋼材
の使用条件も従来に比べて非常に過酷なものとなってき
ている。例えば、大型化に伴う破壊機械の刃物用鋼板
は、板厚の拡大とともに、板厚中心部までの均質な高硬
度および高靱性材の要求が強くなってきている。
の分野においては、処理能力の向上、高効率化、長寿命
化などの観点から、機械設備の大容量大型化および使用
部材の高硬度化傾向が強まっている。それに伴い、鋼材
の使用条件も従来に比べて非常に過酷なものとなってき
ている。例えば、大型化に伴う破壊機械の刃物用鋼板
は、板厚の拡大とともに、板厚中心部までの均質な高硬
度および高靱性材の要求が強くなってきている。
【０００５】本発明は、このような現状に鑑みて、表面
ブリネル硬度ＨＢ≧４７０の高硬度を有し、かつ板厚中
心部まで均質な高硬度と高靱性を有する高硬度高靱性耐
摩耗鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
ブリネル硬度ＨＢ≧４７０の高硬度を有し、かつ板厚中
心部まで均質な高硬度と高靱性を有する高硬度高靱性耐
摩耗鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、表面ブリ
ネル硬度ＨＢ≧４７０の厚手耐摩耗鋼の板厚中心部での
ミクロ組織の制御とオーステナイト粒微細化の確保によ
る板厚中心部まで均質な高硬度と高靱性の両立を主眼と
して、成分系とその加熱圧延・熱処理について種々検討
した結果、従来のＣ含有量で決まる硬さに比べ、高い硬
さも得られることを見出した。
ネル硬度ＨＢ≧４７０の厚手耐摩耗鋼の板厚中心部での
ミクロ組織の制御とオーステナイト粒微細化の確保によ
る板厚中心部まで均質な高硬度と高靱性の両立を主眼と
して、成分系とその加熱圧延・熱処理について種々検討
した結果、従来のＣ含有量で決まる硬さに比べ、高い硬
さも得られることを見出した。
【０００７】すなわち、本発明の要旨とするところは、
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、Ｂ：
０．０００３〜０．０１０％、Ａｌ：０．００３〜０．
３０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、硬
度均一化・中心部靱性改善元素群として、Ｃｕ：０．０
５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：
０．１０〜２．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、
Ｖ：０．００３〜０．２０％、Ｔｉ：０．００３〜０．
１０％の１種または２種以上を含有し、またはさらに介
在物形態制御元素群として、Ｃａ：０．０００３〜０．
０１０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元
素からなる鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延して冷却した後に、Ａｃ 3 変態点以上に再
加熱後、１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする板厚または肉厚方向の中心付近において
マルテンサイト組織比が７０％以上で、かつＡＳＴＭの
オーステナイト粒度が６以上であり、表面ブリネル硬度
ＨＢが４７０以上である厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼の製
造方法にある。
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、Ｂ：
０．０００３〜０．０１０％、Ａｌ：０．００３〜０．
３０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、硬
度均一化・中心部靱性改善元素群として、Ｃｕ：０．０
５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：
０．１０〜２．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、
Ｖ：０．００３〜０．２０％、Ｔｉ：０．００３〜０．
１０％の１種または２種以上を含有し、またはさらに介
在物形態制御元素群として、Ｃａ：０．０００３〜０．
０１０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１０％の１種
または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元
素からなる鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延して冷却した後に、Ａｃ 3 変態点以上に再
加熱後、１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする板厚または肉厚方向の中心付近において
マルテンサイト組織比が７０％以上で、かつＡＳＴＭの
オーステナイト粒度が６以上であり、表面ブリネル硬度
ＨＢが４７０以上である厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼の製
造方法にある。
【０００８】
【作用】まず、本発明の化学成分の限定理由について述
べる。Ｃは耐摩耗性の支配因子である表面硬さを確保す
るために必要な焼入れ性を著しく向上させる元素である
が、他方で加工性・溶接性を大きく阻害する元素でもあ
るため、従来通り、硬度確保の最低限のレベルで、０．
２０〜０．４０％と限定した。
べる。Ｃは耐摩耗性の支配因子である表面硬さを確保す
るために必要な焼入れ性を著しく向上させる元素である
が、他方で加工性・溶接性を大きく阻害する元素でもあ
るため、従来通り、硬度確保の最低限のレベルで、０．
２０〜０．４０％と限定した。
【０００９】Ｓｉは脱酸用元素であり、０．０５％未満
ではその効果が少なく、０．５０％を超えると靱性の低
下が著しいので、０．０５〜０．５０％とした。Ｍｎは
焼入れ性向上に寄与し、また硬さを確保する上からも有
効な元素であるが、ミクロ偏析しやすく、特に板厚拡大
による厚手材においてはその影響が顕著となるため、
０．５０〜１．５０％に限定した。
ではその効果が少なく、０．５０％を超えると靱性の低
下が著しいので、０．０５〜０．５０％とした。Ｍｎは
焼入れ性向上に寄与し、また硬さを確保する上からも有
効な元素であるが、ミクロ偏析しやすく、特に板厚拡大
による厚手材においてはその影響が顕著となるため、
０．５０〜１．５０％に限定した。
【００１０】Ｐは表面下層での粒界割れおよび溶接遅れ
割れを抑制するためにできる限り低減することが望まし
いが、コストを考慮して０．０１５％以下とした。Ｎｂ
は本発明において板厚方向の硬さ・靱性の均一性を確保
する上で必須元素であるが、この効果を発揮するには
０．００３％以上の添加が必要である。一方、過度に含
有しても効果が飽和し逆に溶接性を阻害するので、Ｎｂ
の上限を０．１０％とした。
割れを抑制するためにできる限り低減することが望まし
いが、コストを考慮して０．０１５％以下とした。Ｎｂ
は本発明において板厚方向の硬さ・靱性の均一性を確保
する上で必須元素であるが、この効果を発揮するには
０．００３％以上の添加が必要である。一方、過度に含
有しても効果が飽和し逆に溶接性を阻害するので、Ｎｂ
の上限を０．１０％とした。
【００１１】Ｂは焼入れ性向上に有効である。この効果
を得るためには、Ｂは０．０００３％以上の添加が必要
であるが、０．０１０％を超えるとＢ化合物の析出によ
り焼入れ性が低下して靱性の劣化をもたらし、また溶接
性も損なうので、添加量を０．０００３〜０．０１０％
の範囲とした。ＡｌはＮｂとともに板厚または肉厚中心
部でのオーステナイト粒度を制御して板厚方向の硬さ・
靱性分布を均一にするが、０．００３％未満ではその効
果が小さい。また、０．３０％を超えると巨大なＡｌ酸
化物が生成して靱性の低下をもたらすので、Ａｌの含有
量は０．００３〜０．３０％の範囲とした。
を得るためには、Ｂは０．０００３％以上の添加が必要
であるが、０．０１０％を超えるとＢ化合物の析出によ
り焼入れ性が低下して靱性の劣化をもたらし、また溶接
性も損なうので、添加量を０．０００３〜０．０１０％
の範囲とした。ＡｌはＮｂとともに板厚または肉厚中心
部でのオーステナイト粒度を制御して板厚方向の硬さ・
靱性分布を均一にするが、０．００３％未満ではその効
果が小さい。また、０．３０％を超えると巨大なＡｌ酸
化物が生成して靱性の低下をもたらすので、Ａｌの含有
量は０．００３〜０．３０％の範囲とした。
【００１２】Ｎは板厚または肉厚中心部でのオーステナ
イト粒度を制御するために所定量含有せしめるものであ
る。Ｎ量が０．０００５％未満ではオーステナイト粒度
の制御が不十分であり、また０．０１０％を超えると粗
大窒化物が不均一に生成しやすくなって、板厚または肉
厚方向の硬さ・靱性の均一化が困難となるので、Ｎ含有
量の範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
イト粒度を制御するために所定量含有せしめるものであ
る。Ｎ量が０．０００５％未満ではオーステナイト粒度
の制御が不十分であり、また０．０１０％を超えると粗
大窒化物が不均一に生成しやすくなって、板厚または肉
厚方向の硬さ・靱性の均一化が困難となるので、Ｎ含有
量の範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
【００１３】硬度均一化・中心部靱性改善元素群のＣ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉは板厚または肉厚方向
の硬度均一化と中心部靱性改善に関して等価な作用効果
を発揮する元素であり、１種または２種以上を含有す
る。各成分の限定理由は下記のとおりである。Ｃｕは靱
性を劣化させずに硬さを上昇させることに対して有効な
元素であり、この効果を発揮するには０．０５％以上の
添加が必要である。一方、多量に添加すると製造時に熱
間割れの原因となるので、上限を１．５０％とした。
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉは板厚または肉厚方向
の硬度均一化と中心部靱性改善に関して等価な作用効果
を発揮する元素であり、１種または２種以上を含有す
る。各成分の限定理由は下記のとおりである。Ｃｕは靱
性を劣化させずに硬さを上昇させることに対して有効な
元素であり、この効果を発揮するには０．０５％以上の
添加が必要である。一方、多量に添加すると製造時に熱
間割れの原因となるので、上限を１．５０％とした。
【００１４】Ｎｉは硬さおよび靱性の向上に有効であ
り、この効果を発揮するには０．０５％以上の添加が必
要である。一方、過度に含有せしめても効果が飽和し、
いたずらにコストの上昇を招くだけであるので、上限を
２．００％とした。Ｃｒは安価に焼入れ性を向上できる
主要な元素であるが、０．１０％未満ではその効果が小
さく、２．００％を超えると靱性、溶接性に有害である
ので、０．１０〜２．００％の範囲とした。
り、この効果を発揮するには０．０５％以上の添加が必
要である。一方、過度に含有せしめても効果が飽和し、
いたずらにコストの上昇を招くだけであるので、上限を
２．００％とした。Ｃｒは安価に焼入れ性を向上できる
主要な元素であるが、０．１０％未満ではその効果が小
さく、２．００％を超えると靱性、溶接性に有害である
ので、０．１０〜２．００％の範囲とした。
【００１５】Ｍｏは焼入れ性確保および粒界析出物の安
定化作用によりＰによる粒界脆化を緩和するために有効
な元素であり、前記効果を発揮するため０．０５％以上
添加せしめる。しかし、１．５０％を超えて添加しても
前記効果は飽和し逆に溶接性を損なうので、Ｍｏ含有量
の範囲を０．０５〜１．５０％とした。Ｖは焼入れ性を
向上させる元素であるが、０．００３％未満ではその効
果が小さく、０．２０％を超えると板厚または肉厚方向
の靱性の均一性、溶接性を損なうので、含有量を０．０
０３〜０．２０％の範囲とした。
定化作用によりＰによる粒界脆化を緩和するために有効
な元素であり、前記効果を発揮するため０．０５％以上
添加せしめる。しかし、１．５０％を超えて添加しても
前記効果は飽和し逆に溶接性を損なうので、Ｍｏ含有量
の範囲を０．０５〜１．５０％とした。Ｖは焼入れ性を
向上させる元素であるが、０．００３％未満ではその効
果が小さく、０．２０％を超えると板厚または肉厚方向
の靱性の均一性、溶接性を損なうので、含有量を０．０
０３〜０．２０％の範囲とした。
【００１６】Ｔｉは加熱、再加熱時のオーステナイト粒
度（特に、板厚または肉厚中心部のオーステナイト粒
度）の粗大化を抑制する元素であるが、０．００３％未
満ではその効果が十分でなく、また０．１０％を超える
と、Ｔｉ析出物の形態・分布が変化するためと考えられ
るが、板厚または肉厚方向の靱性の均一性を確保するこ
とが困難になる。このため、Ｔｉ含有量を０．００３〜
０．１０％の範囲とした。
度（特に、板厚または肉厚中心部のオーステナイト粒
度）の粗大化を抑制する元素であるが、０．００３％未
満ではその効果が十分でなく、また０．１０％を超える
と、Ｔｉ析出物の形態・分布が変化するためと考えられ
るが、板厚または肉厚方向の靱性の均一性を確保するこ
とが困難になる。このため、Ｔｉ含有量を０．００３〜
０．１０％の範囲とした。
【００１７】介在物形態制御元素群のＣａ、ＲＥＭは、
介在物の形態を制御する上で均等な作用効果を発揮する
元素として１種または２種含有するものである。何れも
下限値未満では形態制御が不十分であり、逆に上限値を
超えるとＣａ、ＲＥＭ化合物が粗大化して板厚または肉
厚方向の硬度・靱性の均一性を阻害するので、Ｃａ含有
量は０．０００３〜０．０１０％、ＲＥＭ含有量は０．
０００３〜０．０１０％の範囲とした。
介在物の形態を制御する上で均等な作用効果を発揮する
元素として１種または２種含有するものである。何れも
下限値未満では形態制御が不十分であり、逆に上限値を
超えるとＣａ、ＲＥＭ化合物が粗大化して板厚または肉
厚方向の硬度・靱性の均一性を阻害するので、Ｃａ含有
量は０．０００３〜０．０１０％、ＲＥＭ含有量は０．
０００３〜０．０１０％の範囲とした。
【００１８】板厚または肉厚中心部の高硬度高靱性は、
上記の鋼組成とした上で、さらにミクロ組織とオーステ
ナイト粒度を適切な範囲とすることによって始めて得ら
れるものである。板厚または肉厚方向の中心付近におい
てマルテンサイト組織比が７０％未満では、該中心付近
で高硬度高靱性の両立は容易ではなく、特にＨＢ≧４７
０の高硬度高靱性を得るのことは困難である。マルテン
サイト組織は、焼戻し処理を施していても十分に有効で
ある。
上記の鋼組成とした上で、さらにミクロ組織とオーステ
ナイト粒度を適切な範囲とすることによって始めて得ら
れるものである。板厚または肉厚方向の中心付近におい
てマルテンサイト組織比が７０％未満では、該中心付近
で高硬度高靱性の両立は容易ではなく、特にＨＢ≧４７
０の高硬度高靱性を得るのことは困難である。マルテン
サイト組織は、焼戻し処理を施していても十分に有効で
ある。
【００１９】さらに、前記の鋼組成とマルテンサイト組
織比が本発明の範囲内にあっても、板厚または肉厚方向
の中心部においてＡＳＴＭのオーステナイト粒度が６以
上でなければ、該中心部での高硬度高靱性の両立は困難
である。また、ＡＳＴＭのオーステナイト粒度が７以上
であると、鋼の端部も含めて高硬度高靱性を得ることが
可能である。
織比が本発明の範囲内にあっても、板厚または肉厚方向
の中心部においてＡＳＴＭのオーステナイト粒度が６以
上でなければ、該中心部での高硬度高靱性の両立は困難
である。また、ＡＳＴＭのオーステナイト粒度が７以上
であると、鋼の端部も含めて高硬度高靱性を得ることが
可能である。
【００２０】本発明においては、前記化学成分を含有す
る鋼を１２５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し、一
旦冷却した後、再びＡｃ3 変態点以上の温度に加熱し
て、Ａｃ3 変態点以上の温度から焼入れするものであ
る。加熱温度は、オーステナイト域で炭窒化物を十分に
固溶して板厚中心部でのマルテンサイト組織比率７０％
以上を十分に確保するため、およびＮｂ炭窒化物および
ＡｌＮの溶体化による板厚中心部での結晶粒粗大化を防
止して圧延後の再加熱急冷処理後に確実にオーステナイ
ト粒度６以上を確保するために、１２５０℃以下とし
た。板厚中心部の高硬度と高靱性をより安定的に得るた
めのさらに好ましい加熱温度は９８０〜１１７０℃であ
る。
る鋼を１２５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し、一
旦冷却した後、再びＡｃ3 変態点以上の温度に加熱し
て、Ａｃ3 変態点以上の温度から焼入れするものであ
る。加熱温度は、オーステナイト域で炭窒化物を十分に
固溶して板厚中心部でのマルテンサイト組織比率７０％
以上を十分に確保するため、およびＮｂ炭窒化物および
ＡｌＮの溶体化による板厚中心部での結晶粒粗大化を防
止して圧延後の再加熱急冷処理後に確実にオーステナイ
ト粒度６以上を確保するために、１２５０℃以下とし
た。板厚中心部の高硬度と高靱性をより安定的に得るた
めのさらに好ましい加熱温度は９８０〜１１７０℃であ
る。
【００２１】また、成分系および加熱圧延条件が適切で
あって、Ａｃ3 変態点以上に再加熱した後の冷却速度
は、板厚中心部まで十分に焼きが入り、十分なマルテン
サイト組織が得られるように、１．５℃／ｓｅｃ以上と
する。この冷却速度を外れると焼きが入らず、靱性の高
い組織が十分には得られない。冷却終了温度は、高過ぎ
ると十分な焼入れ硬さを得るのが困難となるので、マル
テンサイト変態を十分に完了させ、安定した表面硬さと
靱性を得るために、１００℃以下にすることが望まし
い。
あって、Ａｃ3 変態点以上に再加熱した後の冷却速度
は、板厚中心部まで十分に焼きが入り、十分なマルテン
サイト組織が得られるように、１．５℃／ｓｅｃ以上と
する。この冷却速度を外れると焼きが入らず、靱性の高
い組織が十分には得られない。冷却終了温度は、高過ぎ
ると十分な焼入れ硬さを得るのが困難となるので、マル
テンサイト変態を十分に完了させ、安定した表面硬さと
靱性を得るために、１００℃以下にすることが望まし
い。
【００２２】なお、再加熱温度が高温になるほど板厚中
心部での加熱圧延効果が失なわれやすいので、再加熱温
度は前記の圧延前の加熱温度よりも低い方が好ましい。
本発明は、以上に述べたように、高硬度高靱性耐摩耗鋼
（例えば、表面ブリネル硬さＨＢ≧４７０）を焼入れま
まで製造することを主たる目的とするが、硬度、靱性、
板厚中心部までの均質な硬度分布、その他の諸特性を調
整するために、必要に応じて４５０℃以下の温度で焼戻
して使用することが可能である。
心部での加熱圧延効果が失なわれやすいので、再加熱温
度は前記の圧延前の加熱温度よりも低い方が好ましい。
本発明は、以上に述べたように、高硬度高靱性耐摩耗鋼
（例えば、表面ブリネル硬さＨＢ≧４７０）を焼入れま
まで製造することを主たる目的とするが、硬度、靱性、
板厚中心部までの均質な硬度分布、その他の諸特性を調
整するために、必要に応じて４５０℃以下の温度で焼戻
して使用することが可能である。
【００２３】なお、本発明の耐摩耗鋼は鋼板、形鋼、鋼
管などに用いることができる。
管などに用いることができる。
【００２４】
【００２５】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に示すような化
学成分を有する鋼を常法にて溶製後、表３に示す製造条
件にて鋼板を製造し、これらの表面ブリネル硬さ、靱性
および板厚中心部までの断面ビッカース硬さ分布につい
て調べた。結果を表４、表５（表４のつづき）に示す。
中心部のビッカース硬さは、ＪＩＳの換算基準に基づい
てブリネル硬さに換算した。
学成分を有する鋼を常法にて溶製後、表３に示す製造条
件にて鋼板を製造し、これらの表面ブリネル硬さ、靱性
および板厚中心部までの断面ビッカース硬さ分布につい
て調べた。結果を表４、表５（表４のつづき）に示す。
中心部のビッカース硬さは、ＪＩＳの換算基準に基づい
てブリネル硬さに換算した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】表４、表５から明らかなように、本発明の
規定する化学成分範囲、組織およびオーステナイト粒度
から外れるものは、本発明の目的とする表面ブリネル硬
度ＨＢ≧４７０が得られておらず、また板厚中心部まで
均質な高硬度と高靱性の両立がなされていない。これに
対して本発明を満足するものは、表面ブリネル硬度ＨＢ
≧４７０の高い表面硬さと均質な板厚中心部までの硬度
分布を有し、併せて板厚中心部において良好な靱性を示
している。
規定する化学成分範囲、組織およびオーステナイト粒度
から外れるものは、本発明の目的とする表面ブリネル硬
度ＨＢ≧４７０が得られておらず、また板厚中心部まで
均質な高硬度と高靱性の両立がなされていない。これに
対して本発明を満足するものは、表面ブリネル硬度ＨＢ
≧４７０の高い表面硬さと均質な板厚中心部までの硬度
分布を有し、併せて板厚中心部において良好な靱性を示
している。
【００３２】
【発明の効果】本発明によれば、表面硬さおよび靱性に
優れ、かつ板厚中心部まで高硬度と高靱性を両立した高
硬度高靱性耐摩耗鋼の提供が可能となり、産業上の効果
は顕著なものがある。
優れ、かつ板厚中心部まで高硬度と高靱性を両立した高
硬度高靱性耐摩耗鋼の提供が可能となり、産業上の効果
は顕著なものがある。
フロントページの続き (72)発明者 田中 睦人 東海市東海町５−３ 新日本製鐵株式会 社名古屋製鐵所内 (56)参考文献 特開 平１−279709（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−205629（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−219121（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−76615（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/12 C22C 38/54
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００３〜０．３０％、 Ｎ：０．０００５〜０．０１０％ を含有し、さらに硬度均一化・中心部靱性改善元素群と
して、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｒ：０．１０〜２．００％、 Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、 Ｖ：０．００３〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物元素からなる鋼スラブを、１２５０℃以下の温
度に加熱し、熱間圧延して冷却した後に、Ａｃ 3 変態点
以上に再加熱後、１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
却することを特徴とする板厚または肉厚方向の中心付近
においてマルテンサイト組織比が７０％以上で、かつＡ
ＳＴＭのオーステナイト粒度が６以上であり、表面ブリ
ネル硬度ＨＢが４７０以上である厚手高硬度高靱性耐摩
耗鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００３〜０．３０％、 Ｎ：０．０００５〜０．０１０％ を含有し、硬度均一化・中心部靱性改善元素群として、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｒ：０．１０〜２．００％、 Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、 Ｖ：０．００３〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％ の１種または２種以上を含有し、さらに介在物形態制御
元素群として、 Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、 ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１０％ の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物元素からなる鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に
加熱し、熱間圧延して冷却した後に、Ａｃ 3 変態点以上
に再加熱後、１．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
ることを特徴とする板厚または肉厚方向の中心付近にお
いてマルテンサイト組織比が７０％以上で、かつＡＳＴ
Ｍのオーステナイト粒度が６以上であり、表面ブリネル
硬度ＨＢが４７０以上である厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼
の製造方法。
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