JP7163887B2 - 耐疲労特性に優れた耐摩耗鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、建設、土木、鉱山等の分野で使用される、例えばパワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットなどの産業機械、運搬機械のうち、土砂との接触による摩耗が問題となるような部材用として好適な、耐摩耗鋼材に係り、とくに耐疲労特性の改善に関する。なお、ここでいう「鋼材」には、鋼板、形鋼、鋼管等を含むものとする。
土、砂等による摩耗を受ける部材には、長寿命化のため、耐摩耗性に優れた鋼材が使用されている。従来から、鋼材を高硬度化することにより、耐摩耗性が向上することが知られている。しかし、高硬度化することにより耐摩耗性を向上させると、加工性や溶接性等の低下を伴うという問題があった。
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、「加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法」が記載されている。特許文献１に記載された技術では、mass％で、C：0.05～0.35％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.1～2.0％、B：0.0003～0.0030％、Ti：0.1～1.2％、Al：0.1％以下を含み、さらにCu：0.1～1.0％、Ni：0.1～2.0％、Cr：0.1～1.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、かつDI*値が60.0以上を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト－ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に、大きさが0.5～50μmのTi系炭化物である硬質相が400個／mm2以上分散した組織を有する鋼材とすることで、圧延ままで加工性に優れた耐摩耗鋼材とすることができるとしている。
また、特許文献２には、「耐摩耗鋼板」が記載されている。特許文献２に記載された技術では、質量％で、C：0.20～0.50％、Si：0.1～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.04％以下、S：0.04％以下、Ti：0.2～1.0％、W：0.2～4.0％、B：0.0003～0.01％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径：0.5μm以上の、Ti炭化物およびTiとWの複合炭化物を合計で、400個／mm2以上含む組織を有する鋼材とするとしている。上記組成に加えてさらに、Cu、Ni、Cr、さらにはAlを含有してもよいとしている。これにより、溶接性、加工性に優れ、かつ顕著な高硬度化を伴うことなく、従来材に比べて、耐摩耗性がさらに向上するとしている。
また、特許文献３には、「高強度耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、Cr：8～20％、Ni：0.1～6％、C：0.05～0.3％、Ti、Nb、Zr、V、Wから選ばれた１種又は２種以上：0.05～3.0％、残部が実質的にFeの組成をもち、マトリックス中に分散しているTi、Nb、Zr、V及び／又はWの炭化物が総量で0.1％以上に調整され、マルテンサイト相とフェライト相の二相組織をもつとするとしている。これにより、耐摩耗性と加工性が向上するとしている。
また、特許文献４には、「加工用耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献４に記載された技術では、質量％で、Cr：8～35％、Ni：6～20％、C：0.05～1.50％、Si：0.02～2.5％、Mn：0.02～3.0％、Ti、Nb、Zr、Wから選ばれた１種又は２種以上：0.05～3.0％、残部がFe及び不可避的不純物の組成をもち、マトリックスに分散しているTi、Nb、Zr及び／又はWの炭化物が総量で0.1％以上に調整されている。これにより、スウェージ加工性、耐摩耗性、耐食性が向上するとしている。
また、特許文献５には、「耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献５に記載された技術では、質量％で、C：0.05～1.50％、Si：0.02～2.5％、Mn：0.02～3.0％、Cr：8～35％、Ti、Nb、Zr、VおよびWの少なくとも１種：0.05～3.0％含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、マトリックス中に分散している、Ti、Nb、Zr、V及びWの炭化物が総析出量で0.2％以上に調整する、としている。これにより、耐摩耗性および耐食性に優れるとしている。
特許文献１～５に記載された技術によれば、耐摩耗性が向上するとともに、加工性、溶接性等の特性が改善されるとしている。一方、産業機械、運搬機械などでは、摩耗負荷に加えて、繰返し荷重が負荷される部位がある。このような部位には、耐摩耗性に優れることに加えて、耐疲労特性にも優れる鋼材を使用することが、有効であると考えられる。しかし、特許文献１～５のいずれにも、耐摩耗鋼材の耐疲労特性の改善についてまでの言及はない。
本発明は、かかる従来技術の問題点に鑑み、耐疲労特性に優れる耐摩耗鋼材を提供することを目的とする。なお、ここでいう「耐疲労特性」は、疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性をいうものとする。
なお、本発明では、図２に示す疲労試験片（丸棒試験片）を用いて、応力比0.1の繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、疲労試験を実施し、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、疲労強度を評価する。本発明では、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmaxとし、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上である場合を、本発明でいう「疲労強度特性に優れる」と定義する。
また、本発明では、図３に示すCT試験片を用いて、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播速度を測定し、耐疲労き裂伝播特性を評価する。本発明では、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下である場合を、「耐疲労き裂伝播特性に優れる」と定義する。なお、本発明が目的とする耐摩耗鋼板は、構造物の安全性を確保する意味から、JIS Z 2242に準拠したシャルピー衝撃試験（Ｖノッチ）で、試験温度：－40℃における吸収エネルギーが10Ｊ以上の優れた低温靭性を有するものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、耐摩耗鋼材の疲労強度特性を向上させるための手段について鋭意研究を重ねた。その結果、表面硬さが、ブリネル硬さで300HBW以上で、かつ表面から深さ1mmの位置の組織が面積率で90％以上のマルテンサイト相を含み、さらに板厚中央位置の組織が基地相（マルテンサイトマトリクス）中に少なくとも炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれか１種以上を微細に分散させて、時効強化した鋼材とすることにより、繰返し降伏強さが向上し、鋼材の疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性が向上することを知見した。
先ず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.12％C－0.35％Si－1.45％Mn－0.020％P－0.010％S－0.08％Cu－0.08％Ni－0.25％Cr－0.05％Mo－0.005％Nb－0.030％V－0.015％Ti－0.0015％B－0.035％Al－0.0042％Nを含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を用意した。そして、これら鋼素材を、加熱炉に装入し、加熱温度：1150℃に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％以上となる熱間圧延を施し、板厚：50.8mmの厚鋼板（鋼材）とした。熱間圧延に引続き、得られた厚鋼板（鋼材）に、Ar3点以上の温度域から、所定の各冷却停止温度まで直接焼入れ冷却を施す、直接焼入れを実施した。なお、冷却速度は、鋼材表面で111～118℃／sであった。直接焼入れ停止温度は、50℃、150℃、250℃、350℃、400℃の５種とした。
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243-1に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
直接焼入れ停止温度が400℃である場合には表面硬さは278HBWであり、300HBW未満であった。一方、直接焼入れ停止温度が50℃である場合には表面硬さは345HBW、直接焼入れ停止温度が150℃の場合には表面硬さは332HBW、直接焼入れ停止温度が250℃である場合には、表面硬さは317HBW、直接焼入れ停止温度が350℃である場合には、表面硬さは305HBW、であり、いずれも300HBWを上回っていた。
ついで、上記した表面硬さを有する厚鋼板(鋼材)の板厚中央位置（1/2t）から、圧延方向に直交する方向(C方向)が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片を採取し、疲労試験を実施した。なお、表面硬さが300HBW未満であった直接焼入れ停止温度が400℃の場合は疲労試験は実施しなかった。
疲労試験は、室温大気中で、応力比0.1の繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmax（２×106回）とした。得られた結果を図１に示す。図１では、縦軸に最大繰返し応力、横軸に破断までの繰返し数をプロットした。図１から、直接焼入れ停止温度が50℃の場合の疲労強度σmax（２×106回）は、500MPa未満であるが、直接焼入れ停止温度が150℃、250℃、350℃の場合はいずれも、疲労強度σmax（２×106回）は、500MPa以上となっている。
ついで、得られた厚鋼板の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食(ナイタール液腐食)して、分析装置付き走査型電子顕微鏡を用いて、組織観察した。その結果、直接焼入れ冷却停止温度が150℃、250℃、350℃の場合はいずれも、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちのいずれかが、微細に析出分散し、時効強化された組織となっていることが知見された。一方、直接焼入れ冷却停止温度が50℃の場合は、炭化物、窒化物、炭窒化物の析出分散が認められず、時効強化が不足した組織となっていた。
このようなことから、本発明者らは、表面硬さが300HBW以上で、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に、炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種以上が微細に析出分散し、時効強化された組織とすることにより、繰返し降伏強さが増加し、耐摩耗鋼材の疲労強度特性が向上したものと、考えた。
そこで、種々の耐摩耗鋼材について、繰返し降伏強さと疲労強度σmax（２×106回）との関係を調査した。
鋼材の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（C方向）が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片（丸棒試験片）を採取し、試験片中央部に塑性歪ゲージを貼付し、図４に示す応力比：0.1の正弦波の応力を、周波数：1Hzで、負荷し、試験片に発生する歪を測定し、応力と歪との関係を求める、繰返し応力負荷試験を実施した。繰返し応力負荷試験では、同一条件（同じ応力負荷）で複数サイクルの応力負荷（100サイクル）を行い、応力と歪との関係（疲労ヒステリシスループ）の最大点を求めたのち、応力比：0.1を一定としたまま、応力レベルを漸増し、同様に、複数サイクルの応力負荷を行い、応力と歪との関係の最大点を求めた。このような応力レベルの漸増を、100サイクルまで繰り返して、それぞれの最大点を求め、得られた各最大点を結び、繰返し応力と歪との関係曲線を得る。その概要を図５に示す。図５では、各サイクルでの最大点を黒丸（●）で示す。黒丸を結んで得られた曲線を、繰返し応力歪曲線と称する。このようにして得られた繰返し応力歪曲線から、繰返し降伏強さを求めた。繰返し応力歪曲線が降伏点型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さは上降伏点とし、繰返し応力歪曲線がラウンドハウス型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さはオフセット0.2％耐力σ0.2とした。
一方、上記した耐摩耗鋼材の板厚中央位置（1/2t）から、圧延方向に直交する方向（C方向）が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片を採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比0.1の繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmax（２×106回）として、求めた。種々の耐摩耗鋼材について、得られた疲労強度σmax（２×106回）と繰返し降伏強さとの関係を図６に示す。図６から、疲労強度σmax（２×106回）と繰返し降伏強さとは、ほぼ一致していることがわかる。このことから、繰返し降伏強さが500MPa以上であれば、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上となる疲労強度特性に優れた鋼材となる、ことがわかる。また、上記した組成、組織を有する鋼材であれば、繰返し降伏強さが向上し、疲労強度特性と同様に、耐疲労き裂伝播特性にも優れた鋼材であることを知見している。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ブリネル硬さで300HBW以上の表面硬さを有し、かつ表面から1mmの深さの組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織であり、かつ板厚中央位置の組織が、基地相中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有し、繰返し降伏強さが500MPa以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（４）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、冷却停止温度：150～350℃の温度域で冷却停止する直接焼入工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（５）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000℃～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程とし、
前記焼戻工程が、前記直接焼入工程に引き続きインラインで0.5℃／ｓ以上の昇温速度で150～350℃の温度域まで加熱し、該温度域で1s以上保持する工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（６）（５）において、前記焼戻工程に代えて、前記焼戻工程を、前記直接焼入工程を行ったのち、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（９）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、空冷または水冷する工程であり、
前記焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で冷却し、冷却停止温度：150℃～350℃の温度域で冷却停止する再加熱焼入工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１０）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、空冷または水冷する工程であり、
前記焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で、100℃以下の温度域まで冷却する再加熱焼入工程とし、
前記焼戻工程を、前記再加熱焼入工程終了後、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１１）（９）または（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１２）（９）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１）質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ブリネル硬さで300HBW以上の表面硬さを有し、かつ表面から1mmの深さの組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織であり、かつ板厚中央位置の組織が、基地相中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有し、繰返し降伏強さが500MPa以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材。
（４）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、冷却停止温度：150～350℃の温度域で冷却停止する直接焼入工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（５）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000℃～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程とし、
前記焼戻工程が、前記直接焼入工程に引き続きインラインで0.5℃／ｓ以上の昇温速度で150～350℃の温度域まで加熱し、該温度域で1s以上保持する工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（６）（５）において、前記焼戻工程に代えて、前記焼戻工程を、前記直接焼入工程を行ったのち、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（９）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、空冷または水冷する工程であり、
前記焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で冷却し、冷却停止温度：150℃～350℃の温度域で冷却停止する再加熱焼入工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１０）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、空冷または水冷する工程であり、
前記焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で、100℃以下の温度域まで冷却する再加熱焼入工程とし、
前記焼戻工程を、前記再加熱焼入工程終了後、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程と、
することを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１１）（９）または（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１２）（９）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
本発明によれば、耐摩耗性に優れるうえ、低温靭性に優れ、さらに疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材（耐摩耗鋼材）を、容易にかつ安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
本発明鋼材は、質量％で、C：0.12～0.50％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～2.5％、P：0.040％以下、S：0.040％以下、Cr：0.01～3.0％、Ti：0.001～1.5％、B：0.0001～0.010％、Al：0.10％以下、N：0.050％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成（基本組成）を有する耐摩耗鋼材である。まず、組成の限定理由について説明する。以下、組成における「質量％」は、単に「％」と記す。
C：0.12～0.50％
Cは、固溶強化により鋼材の強度、硬さの増加に寄与する元素であり、本発明ではとくに所望の表面硬さ（300HBW以上）を確保するために、0.12％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると、鋼材の延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Cは0.12～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12～0.40％、より好ましくは0.12～0.35％である。
Cは、固溶強化により鋼材の強度、硬さの増加に寄与する元素であり、本発明ではとくに所望の表面硬さ（300HBW以上）を確保するために、0.12％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると、鋼材の延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Cは0.12～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12～0.40％、より好ましくは0.12～0.35％である。
Si：0.01～1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は靱性を低下させるとともに溶接性を低下させる。このため、Siは0.01～1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～0.80％、より好ましくは0.01～0.70％である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は靱性を低下させるとともに溶接性を低下させる。このため、Siは0.01～1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～0.80％、より好ましくは0.01～0.70％である。
Mn：0.01～2.5％
Mnは、焼入れ性の向上を通して、鋼材の強度、靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.01～2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.0％、より好ましくは0.01～1.90％である。
Mnは、焼入れ性の向上を通して、鋼材の強度、靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.01～2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.0％、より好ましくは0.01～1.90％である。
P：0.040％以下
Pは、通常、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが、Pの含有は靱性の劣化に繋がるため、Pはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Pは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Pは、通常、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが、Pの含有は靱性の劣化に繋がるため、Pはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Pは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
S：0.040％以下
Sは、鋼中で介在物として存在し、鋼材の延性、靱性を劣化させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Sは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Sは、鋼中で介在物として存在し、鋼材の延性、靱性を劣化させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Sは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Cr：0.01～3.0％
Crは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を通して、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性や靱性を低下させる。このため、Crは0.01～3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.5％、より好ましくは0.01～2.0％である。
Crは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を通して、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性や靱性を低下させる。このため、Crは0.01～3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.5％、より好ましくは0.01～2.0％である。
Ti：0.001～1.5％
Tiは、窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部において、オーステナイト粒を微細化し靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、靱性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰を招く。このため、Tiは0.001～1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001～1.0％、より好ましくは0.001～0.9％である。
Tiは、窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部において、オーステナイト粒を微細化し靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、靱性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰を招く。このため、Tiは0.001～1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001～1.0％、より好ましくは0.001～0.9％である。
B：0.0001～0.010％
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.010％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Bは0.0001～0.010％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0001～0.005％、より好ましくは0.0001～0.004％である。
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.010％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Bは0.0001～0.010％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0001～0.005％、より好ましくは0.0001～0.004％である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには0.020％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える過剰の含有は、靱性の低下に繋がる。このため、Alは0.10％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.020～0.050％、より好ましくは0.020～0.040％である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには0.020％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える過剰の含有は、靱性の低下に繋がる。このため、Alは0.10％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.020～0.050％、より好ましくは0.020～0.040％である。
N：0.050％以下
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与する元素である。しかし、過剰の含有は靱性の低下に繋がる。このため、Ｎは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0050％以下、より好ましくは0.001～0.0045％である。
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与する元素である。しかし、過剰の含有は靱性の低下に繋がる。このため、Ｎは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0050％以下、より好ましくは0.001～0.0045％である。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の成分に加えてさらに、必要に応じて選択元素として、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM:0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上、を含有してもよい。
Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上
Cu、Ni、Mo、Nb、V、W、Coはいずれも、鋼材の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu、Ni、Mo、Nb、V、W、Coはいずれも、鋼材の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu：0.001～1.0％
Cuは、焼入れ性増加や固溶強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.5％、さらに好ましくは0.001～0.4％である。
Cuは、焼入れ性増加や固溶強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.5％、さらに好ましくは0.001～0.4％である。
Ni：0.001～10.0％
Niは、鋼材の強度増加に加えて、さらに低温靱性の向上、焼入れ性の向上、Cu含有時にCuの熱間脆性の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、10.0％を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くうえ、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Niは0.001～10.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～5.0％、さらに好ましくは0.001～4.0％である。
Niは、鋼材の強度増加に加えて、さらに低温靱性の向上、焼入れ性の向上、Cu含有時にCuの熱間脆性の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、10.0％を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くうえ、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Niは0.001～10.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～5.0％、さらに好ましくは0.001～4.0％である。
Mo：0.001～2.0％
Moは、焼入れ性向上や焼戻軟化抵抗の増加を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である、このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、溶接性や靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001～2.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～1.0％、さらに好ましくは0.001～0.90％である。
Moは、焼入れ性向上や焼戻軟化抵抗の増加を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である、このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、溶接性や靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001～2.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～1.0％、さらに好ましくは0.001～0.90％である。
Nb：0.0001～0.10％
Nbは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Nbは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.001～0.04％である。
Nbは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Nbは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.001～0.04％である。
V：0.0001～0.10％
Vは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Vは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は靱性および溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Vは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.0001～0.045％である。
Vは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Vは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は靱性および溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Vは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.0001～0.045％である。
W：0.001～1.0％
Wは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Ｗは、TiとWの複合炭化物を生成させ、耐摩耗性向上に大きく貢献する。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、材料コストの高騰を招くとともに、Wが複合炭化物中に固溶できなくなり耐摩耗性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。また、溶接性や加工性が低下する。このため、含有する場合には、Wは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Wは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Ｗは、TiとWの複合炭化物を生成させ、耐摩耗性向上に大きく貢献する。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、材料コストの高騰を招くとともに、Wが複合炭化物中に固溶できなくなり耐摩耗性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。また、溶接性や加工性が低下する。このため、含有する場合には、Wは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Co：0.001～1.0%
Coは、Cuと同様に、焼入れ性向上に寄与する元素であり、鋼板内部の硬さを増加させるために含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性の低下、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Coは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Coは、Cuと同様に、焼入れ性向上に寄与する元素であり、鋼板内部の硬さを増加させるために含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性の低下、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Coは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上
Ca、Mg、REMはいずれも、介在物（硫化物）の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。
Ca、Mg、REMはいずれも、介在物（硫化物）の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。
Ca：0.0001～0.01％
Caは、Sと結合して、球状の介在物（CaS）を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の介在物（硫化物）の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Caは0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の母材靭性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.009％、さらに好ましくは0.001～0.008％である。
Caは、Sと結合して、球状の介在物（CaS）を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の介在物（硫化物）の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Caは0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の母材靭性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.009％、さらに好ましくは0.001～0.008％である。
Mg：0.0001～0.01％
Mgは、Caと同様にＳと結合し、球状の介在物を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上に、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の清浄度が低下し、表面疵の増加など表面性状が低下し、曲げ加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Mgは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.006％、さらに好ましくは0.001～0.005％である。
Mgは、Caと同様にＳと結合し、球状の介在物を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上に、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の清浄度が低下し、表面疵の増加など表面性状が低下し、曲げ加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Mgは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.006％、さらに好ましくは0.001～0.005％である。
REM：0.0001～0.01％
REMは、Ca、Mgと同様に、Sと結合して硫化物の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超えて含有すると、鋼材の母材靭性、溶接熱影響部靭性の低下を招く。
REMは、Ca、Mgと同様に、Sと結合して硫化物の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超えて含有すると、鋼材の母材靭性、溶接熱影響部靭性の低下を招く。
このため、含有する場合には、REMは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.005％とする。
なお、REMは希土類元素であるY、Ce等の総称で、ここで言う含有量はこれら希土類元素の総量を意味する。
なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明鋼材は、上記した組成を有し、かつブリネル硬さで300HBW以上の表面硬さを有し、かつ表面から1mmの深さの組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織を有し、板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有する。
表面硬さが高いほど、耐摩耗性が向上することは従来から知られているが、本発明鋼材では、表面硬さがブリネル硬さで300HBW以上であり、かつ表面から1mmの深さにおける組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を有する組織であれば、産業機械や運搬機械において、土砂との接触による摩耗が問題となる部材における所望の耐摩耗性を、十分に保持していることを、別途行った耐摩耗性試験で確認している。
さらに、本発明鋼材は、板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有する。炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が50個／mm2以上析出していることが好ましい。基地相中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出し、時効強化状態とすることが、疲労強度特性を向上させるために重要となる。本発明では、基地相中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出し、かつ繰返し降伏強さが500MPa以上である場合を、析出状態が時効強化状態となっていると判断する。
本発明鋼材は、上記した組成と、上記した組織とを有し、表面硬さが300HBW以上を有し、耐摩耗性、低温靭性に優れるうえ、繰返し降伏強さが500MPa以上で、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上であり疲労強度特性に優れかつ応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下であり耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材である。
つぎに、本発明耐摩耗鋼材の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、あるいはさらに焼戻工程とを施し、所定形状の鋼材とする。なお、以下、温度、冷却速度、昇温速度は鋼材の表面の温度、冷却速度、昇温速度とする。
熱間圧延工程では、鋼素材を加熱炉に装入し、加熱温度：1000℃～1350℃に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％以上となる熱間圧延を施すことが好ましい。熱間圧延における加熱温度が1000℃未満では、鋼素材に所望の累積圧下率を付与することができなくなる。一方、加熱温度が1350℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、得られる鋼材の低温靭性が低下する。このようなことから、熱間圧延における加熱温度は1000～1350℃の範囲に限定することが好ましい。また、熱間圧延の累積圧下率が、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％未満では、所望の鋼材硬さ、低温靭性を確保することができなくなる。このようなことから、熱間圧延におけるAr3変態点以上の温度範囲で累積圧下率は50％以上に限定することが好ましい。なお、熱間圧延におけるAr3変態点以上の温度範囲での累積圧下率は、好ましくは50～99％である。
また、焼入工程では、上記した熱間圧延工程に引続き直接焼入れ処理を施すことが好ましい。焼入工程は、上記した熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、冷却停止温度：150～350℃の温度域で冷却停止する直接焼入工程とすることが好ましい。なお、焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程としてもよい。
直接焼入れ処理における冷却開始温度が、Ar3変態点未満では、鋼材表面にフェライトが生成し所望の表面硬さが得られなくなる。また、直接焼入れの冷却速度が50℃／ｓ未満では、鋼材表面にフェライトが生成し所望の表面硬さが得られなくなる。このようなことから、直接焼入れ処理では、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することに限定することが好ましい。なお、Ar3変態点は、次式
Ar3（℃）=910―310C―80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo
ここで、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％）
により算出した値を用いるものとする。
Ar3（℃）=910―310C―80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo
ここで、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％）
により算出した値を用いるものとする。
直接焼入れ処理の焼入れ冷却の冷却停止温度は、150～350℃の温度域とすることが好ましい。焼入れ冷却の冷却停止温度を、150℃～350℃の範囲の温度とすることにより、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種以上が、時効強化状態に析出し、繰返し降伏強さが向上する。焼入れ冷却停止温度が150℃未満では、所望の時効強化が得られず、繰返し降伏強さの向上は認められない。一方、焼入れ冷却の冷却停止温度が350℃を超えて高温となると、表面硬さが低下する。このため、焼入れ冷却の冷却停止温度は、150～350℃の温度域の温度とすることが好ましい。
なお、焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程としてもよい。その場合は、直接焼入工程終了後に、焼戻工程を施すことを必要とする。その際の焼戻工程は、直接焼入れ工程に引続きインラインで、0.5℃／ｓ以上の昇温速度で焼戻温度：150～350℃の温度域の温度まで昇温し、該温度で1s以上保持するインライン焼戻工程とすることが好ましい。なお、インライン焼戻しは、直接焼入れ装置、制御冷却装置等の冷却装置と同一ラインに配設されたインライン焼戻し装置により行う焼戻しである。インライン焼戻工程における昇温速度が0.5℃／ｓ未満では、所望の表面硬さを確保できなくなる。また、所望の時効強化状態を確保できなくなる。また、焼戻温度が150℃未満では、炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上の析出が不十分となり、時効強化した状態にはなっておらず、一方、焼戻温度が350℃を超えて高温となると、析出物が粗大化し、表面硬さが低下する。なお、焼戻温度での保持は1s以上とすることが好ましい。このため、インライン焼戻工程は、直接焼入れ工程に引続きインラインで、0.5℃／ｓ以上の昇温速度で焼戻温度：150～350℃の温度域の温度まで昇温し、該温度で1s以上保持する工程に限定することが好ましい。
また、インライン焼戻工程に代えて、直接焼入れ冷却したのち、オフラインで150～350℃の範囲内の温度で、1s以上保持する焼戻工程としてもよい。直接焼入れしたのち、オフラインで150℃～350℃の温度域の温度で焼戻しすることにより、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上が析出し、時効強化状態が得られ、繰返し降伏強さが向上する。オフライン焼戻温度が150℃未満では、時効強化状態が得られない。一方、オフライン焼戻温度が350℃を超えると、表面硬さが低下する。このようなことから、オフライン焼戻工程は、オフラインで150～350℃の範囲内の温度で、1s以上保持する工程とすることが好ましい。
また、本発明では、上記した直接焼入れ工程に代えて、再加熱焼入れ工程としてもよい。
焼入工程を、再加熱焼入れ工程とする場合には、上記した熱間圧延工程は、鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、空冷または水冷する工程とすることが好ましい。そして、焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で冷却し、冷却停止温度：150℃～350℃の温度域で冷却停止する再加熱焼入工程とすることが好ましい。なお、Ac3変態点は、次式
Ac3変態点（℃）＝910－203C＋44.7Si－30Mn－20Cu－15.2Ni＋31.5Mo＋104V＋700P＋400Al
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo、V、P、Al：各元素の含有量（質量％）
を用いて算出するものとする。
Ac3変態点（℃）＝910－203C＋44.7Si－30Mn－20Cu－15.2Ni＋31.5Mo＋104V＋700P＋400Al
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo、V、P、Al：各元素の含有量（質量％）
を用いて算出するものとする。
再加熱焼入れ工程における加熱温度が、Ac3変態点未満の温度では、十分にオーステナイト化することができないため、その後の焼入れ冷却で所望の組織を得ることができない。また、焼入れ冷却開始温度が、Ar3変態点未満では、フェライトが生成し、所望の表面硬さを確保することができない。また、再加熱焼入れの冷却速度が50℃／ｓ未満では、鋼材表面にフェライトが生成し所望の表面硬さが得られなくなる。このようなことから、再加熱焼入れ工程では、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。
また、焼入れ冷却の冷却停止温度を、150℃～350℃の範囲の温度とすることにより、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種以上が、時効強化状態に析出し、繰返し降伏強さが向上する。焼入れ冷却停止温度が150℃未満では、所望の時効強化が得られず、繰返し降伏強さの向上は認められない。一方、焼入れ冷却停止温度が350℃を超えて高温となると、表面硬さが低下する。このため、再加熱焼入れ工程における焼入れ冷却の冷却停止温度は、150～350℃の温度域の温度とすることが好ましい。
なお、再加熱焼入工程を、加熱温度：Ac3変態点以上の温度に再加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上で、100℃以下の温度域まで冷却する再加熱焼入工程としてもよい。この場合には、焼入工程に続き、焼戻工程を行う必要がある。すなわち、焼戻工程を、再加熱焼入工程終了後、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることが好ましい。
再加熱焼入れしたのち、オフラインで150℃～350℃の温度域の温度で焼戻しすることにより、マルテンサイトマトリクス中に炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上が析出し、時効強化状態が得られ、繰返し降伏強さが向上する。焼戻温度が150℃未満では、時効強化状態が得られない。一方、焼戻温度が350℃を超えると、表面硬さが低下する。このようなことから、焼戻工程は、150～350℃の範囲内の温度で、1s以上保持する工程とすることが好ましい。
以下、実施例に基づいて、さらに本発明について説明する。
（実施例１）
表１に示す組成の鋼を、真空溶解炉で溶製して得られた鋼素材に、表２に示すような条件で、熱間圧延工程、焼入工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、表２に示す板厚の鋼板（鋼材）とした。なお、焼入工程は、直接焼入工程とし、冷却停止温度を種々変更した。なお、焼入れ冷却停止温度を100℃以下とした直接焼入工程では、焼入冷却を行ったのち、焼戻工程を施した。なお、焼戻工程はインラインまたはオフラインとした。
表１に示す組成の鋼を、真空溶解炉で溶製して得られた鋼素材に、表２に示すような条件で、熱間圧延工程、焼入工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、表２に示す板厚の鋼板（鋼材）とした。なお、焼入工程は、直接焼入工程とし、冷却停止温度を種々変更した。なお、焼入れ冷却停止温度を100℃以下とした直接焼入工程では、焼入冷却を行ったのち、焼戻工程を施した。なお、焼戻工程はインラインまたはオフラインとした。
得られた鋼材から試験片を採取し、組織観察、硬さ試験、衝撃試験、繰返し応力歪試験、疲労試験、疲労き裂伝播試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（ａ）組織観察
得られた鋼材（鋼板）の表面から深さ1mmの位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：500倍）で組織観察を行い、撮像して画像解析装置を用いて、マルテンサイト相の組織分率（面積率）を求めた。また、得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、分析装置付き走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：5000倍）で組織観察を行い、分析装置を用いて炭化物、窒化物、炭窒化物を同定し、析出の有無を調査した。
（ｂ）硬さ試験
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243-1に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
（ｃ）衝撃試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：－40℃における吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、繰り返し試験片本数は３本とし、３本の平均値を当該鋼材の平均吸収エネルギー値（Ｊ）とした。
（ｄ）繰返し応力歪試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取した。
（ａ）組織観察
得られた鋼材（鋼板）の表面から深さ1mmの位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：500倍）で組織観察を行い、撮像して画像解析装置を用いて、マルテンサイト相の組織分率（面積率）を求めた。また、得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、分析装置付き走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：5000倍）で組織観察を行い、分析装置を用いて炭化物、窒化物、炭窒化物を同定し、析出の有無を調査した。
（ｂ）硬さ試験
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243-1に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
（ｃ）衝撃試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：－40℃における吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、繰り返し試験片本数は３本とし、３本の平均値を当該鋼材の平均吸収エネルギー値（Ｊ）とした。
（ｄ）繰返し応力歪試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取した。
得られた疲労試験片を用いて、試験片中央部に塑性歪ゲージを貼付し、室温大気中で、図４に示す応力比：0.1、周波数：1Hzの正弦波の繰返し応力を負荷し、試験片に発生する歪を測定し、応力と歪との関係を求める、繰返し応力負荷試験を実施した。
なお、繰返し応力歪試験では、同一条件（同じ応力負荷）で複数サイクルの応力負荷（100サイクル）を行い、応力と歪との関係（疲労ヒステリシスループ）の最大点を求めたのち、応力比：0.1を一定としたまま、応力レベルを漸増し、同様に、複数サイクルの応力負荷を行い、応力と歪との関係の最大点を求めた。このような応力レベルの漸増を、100サイクルまで繰り返して、それぞれの最大点を求め、図５に示すように、得られた各最大点を結び、繰返し応力と歪との関係曲線である繰返し応力歪曲線を得た。
得られた繰返し応力歪曲線から、繰返し降伏強さを求めた。繰返し応力歪曲線が、降伏点型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さは上降伏点とし、繰返し応力歪曲線がラウンドハウス型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さはオフセット0.2％耐力σ0.2とした。
（ｅ）疲労試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzで行い、疲労強度σmax（２×106回）を求めた。
（ｆ）疲労き裂伝播試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図３に示すCT試験片を採取し、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播試験を実施した。疲労き裂伝播試験では、疲労き裂伝播速度を測定し、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度を求めた。
（ｅ）疲労試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzで行い、疲労強度σmax（２×106回）を求めた。
（ｆ）疲労き裂伝播試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図３に示すCT試験片を採取し、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播試験を実施した。疲労き裂伝播試験では、疲労き裂伝播速度を測定し、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度を求めた。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、表面から深さ1mmの位置（表層）の組織が面積率で90％以上のマルテンサイト相からなるマルテンサイト主体の組織を有し、表面硬さが300HBW以上を満足し耐摩耗性に優れるうえ、板厚中央位置において炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかが時効強化状態に析出して、繰返し降伏強さが500MPa以上を満足して、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上を満足し、疲労強度特性に優れ、さらに、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下を満足し、耐疲労き裂伝播特性にも優れる、耐摩耗鋼材となっている。なお、本発明例はいずれも、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）以上を満足し、構造物用として十分な低温靭性を保持した鋼材となっている。
一方、本発明の範囲を外れた比較例は、表面硬さが300HBW未満であるか、繰返し降伏強さが500MPa未満で疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満であるか、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下しているか、あるいは－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり低温靭性が低下している。
C含有量が本発明の範囲を下回る鋼材No.A40では、表面硬さが300HBW未満であり、繰返し降伏強さが500MPa未満、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下し、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、Si含有量とMn含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.A41、P含有量、S含有量およびCr含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.A42、Ti含有量とB含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.A43～No.A46は、いずれも、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり低温靭性が低下している。また、熱間圧延工程における加熱温度とAr3変態点以上の累積圧下率が、好ましい範囲を下回る鋼材No.A47、熱間圧延工程における加熱温度が好ましい範囲を上回る鋼材No.A48は、それぞれ－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり靭性が低下している。また、直接焼入れ工程における焼入れ冷却の冷却停止温度が好ましい範囲を上回る鋼材No.A49は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満であった。また、直接焼入れ工程における冷却開始温度がAr3変態点未満であった鋼材No.A50では、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライトとパーライト主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満となり、繰返し降伏強さが500MPa未満、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下し、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、焼戻工程におけるインライン昇温速度が本発明の範囲を下回り、また焼戻温度が本発明の範囲を超える鋼材No.A51は、表面硬さが300HBW未満であり、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、焼戻工程におけるオフライン焼戻温度が本発明の範囲を超える鋼材No.A52は、表面硬さが300HBW未満であり、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、直接焼入れ工程における冷却停止温度が本発明の範囲を超える鋼材No.A53は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満であり、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、直接焼入れ工程における冷却停止温度が50℃であるにもかかわらず、焼戻工程を行わなかった鋼材No.A54は、繰返し降伏強さが500MPa未満であり、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下し、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、直接焼入れ工程における冷却速度が本発明の範囲を下回る鋼材No.A55は、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライトとパーライト主体の組織となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満で、繰返し降伏強さが500MPa未満、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下し、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。
（実施例２）
表４に示す組成の鋼を、真空溶解炉で溶製して得られた鋼素材に、表５に示すような条件で、熱間圧延工程、焼入工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、表５に示す板厚の鋼板（鋼材）とした。なお、熱間圧延工程は、熱間圧延終了後、空冷または水冷とした。焼入工程は、再加熱焼入工程とし、冷却停止温度を種々変更した。なお、冷却停止温度を100℃以下とした再加熱焼入工程では、焼入冷却を行ったのち、焼戻工程を施した。なお、焼戻工程はオフラインで実施した。
（実施例２）
表４に示す組成の鋼を、真空溶解炉で溶製して得られた鋼素材に、表５に示すような条件で、熱間圧延工程、焼入工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、表５に示す板厚の鋼板（鋼材）とした。なお、熱間圧延工程は、熱間圧延終了後、空冷または水冷とした。焼入工程は、再加熱焼入工程とし、冷却停止温度を種々変更した。なお、冷却停止温度を100℃以下とした再加熱焼入工程では、焼入冷却を行ったのち、焼戻工程を施した。なお、焼戻工程はオフラインで実施した。
得られた鋼材（鋼板）から、試験片を採取し、組織観察、硬さ試験、衝撃試験、繰返し応力歪試験、疲労試験、疲労き裂伝播試験を実施した。試験方法は、実施例１と同様とした。
得られた結果を表６に示す。
本発明例はいずれも、表面から深さ1mmの位置（表層）の組織が面積率で90％以上のマルテンサイト相からなるマルテンサイト主体の組織を有し、表面硬さが300HBW以上を満足し耐摩耗性に優れるうえ、板厚中央位置において炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかが時効強化状態に析出して、繰返し降伏強さが500MPa以上を満足して、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下を満足し、耐疲労き裂伝播特性に優れ、しかも疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上を満足し、疲労強度特性にも優れる、耐摩耗鋼材となっている。なお、本発明例はいずれも、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）以上を満足し、構造物用として十分な低温靭性を保持した鋼材となっている。
一方、本発明の範囲を外れた比較例は、表面硬さが300HBW未満であるか、繰返し降伏強さが500MPa未満で、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満であるか、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下しているか、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下しているか、あるいは－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり低温靭性が低下している。
C含有量が本発明の範囲を下回る鋼材No.B40では、表面硬さが300HBW未満であり、繰返し降伏強さが500MPa未満、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下している。また、Si含有量とMn含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.B41、P含有量、S含有量およびCr含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.B42、Ti含有量とB含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.B43～No.B46は、いずれも、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり低温靭性が低下している。また、熱間圧延工程における加熱温度とAr3変態点以上の累積圧下率が、好ましい範囲を下回る鋼材No.B47、熱間圧延工程における加熱温度が好ましい範囲を上回る鋼材No.B48は、それぞれ－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10（Ｊ）未満であり低温靭性が低下している。また、再加熱焼入れ工程における焼入れ冷却停止温度が好ましい範囲を上回る鋼材No.B49は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、再加熱焼入れ工程における再加熱温度および冷却開始温度がAr3変態点未満であった鋼材No.B50では、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライトとパーライト主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満となり、繰返し降伏強さが500MPa未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと、耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性も低下している。また、再加熱焼入れ工程における冷却速度が好ましい範囲を下回る鋼材No.B51は、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライトとパーライト主体の組織となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満で、繰返し降伏強さが500MPa未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下し、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下している。また、焼戻工程における焼戻温度が好ましい範囲を高く外れる鋼材No.B52は、表面硬さが300HBW未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと、耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、再加熱焼入工程における焼入れ冷却停止温度が好ましい範囲を高く外れる鋼材No.B53は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、再加熱焼入工程における焼入れ冷却停止温度が50℃であるが、焼戻工程を行っていない鋼材No.B54は、繰返し降伏強さが500MPa未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下し、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下している。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１６～０．５０％、
Ｓｉ：０．２５～１．０％、
Ｍｎ：１．０９～２．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００２～０．０４０％、
Ｃｒ：０．０１～３．０％、
Ｔｉ：０．００１～１．５％、
Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４０～０．０５００％、
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ブリネル硬さで３００ＨＢＷ以上の表面硬さを有し、
かつ表面から１ｍｍの深さの組織が、面積率で９０％以上のマルテンサイト相を含む組織であり、
かつ板厚中央位置の組織が、基地相中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有し、
板厚が１２．５～１００．０ｍｍであり、
繰返し降伏強さが５００ＭＰａ以上で、低温靭性に優れ、
かつ疲労強度特性σｍａｘ（２×１０ 6 回）が５００ＭＰａ以上で、
耐疲労き裂伝播特性が応力拡大係数範囲ΔＫ I ＝１５ＭＰａ√ｍにおける疲労き裂伝播速度が１．７５×１０ -8 ｍ／ｃｙｃｌｅ以下である
ことを特徴とする耐摩耗鋼材。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００１～１．０％、
Ｎｉ：０．００１～１０．０％、
Ｍｏ：０．００１～２．０％、
Ｎｂ：０．０００１～０．１０％、
Ｖ：０．０００１～０．１０％、
Ｗ：０．００１～１．０％、
Ｃｏ：０．００１～１．０％
からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼材。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％
からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗鋼材。
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