WO2001042523A1 - Produit d'acier resistant a l'usure et procede de fabrication - Google Patents

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WO2001042523A1
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resistant steel
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Teruki Sadasue
Shinichi Suzuki
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Nkk Corporation
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant steel material having delayed fracture resistance used for industrial machines, transport equipment, and the like used in the fields of construction, civil engineering, mining, and the like, and a method for producing the same.
  • wear-resistant steel is hot-rolled, air-cooled and then re-heat-quenched, and then tempered if necessary. It has been manufactured by.
  • Japanese Unexamined Patent Application Publication No. Sho 60-59019 discloses M It is disclosed that tempering is performed after reducing the content of n and direct quenching, and the decrease in hardness of the steel material due to the reduction in the content of Mn is compensated by adding Cr, Mo, and the like.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-255,622 discloses that after adding Nb and directly quenching, high-temperature tempering is performed, and the decrease in hardness caused by the high-temperature tempering is compensated for by adding Nb. Discloses that the residual tensile stress in the steel sheet is reduced to improve the delayed fracture resistance.
  • Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 63-3117632 discloses that the content of Mn, which enhances delayed fracture susceptibility, is reduced, and the decrease in hardness of steel due to the reduced Mn content is compensated for by the addition of Nb. , And Ti are added to precipitate Ti carbides, Ti nitrides and carbonitrides, the interface between these precipitates and the matrix acts as a trap site for hydrogen, and low-temperature tempering after direct quenching. It is disclosed to do so.
  • the above publications are intended to reduce delayed fracture susceptibility of steel by selecting a steel composition, and to improve delayed fracture resistance by reducing residual stress of steel by tempering. Also, it is intended to secure the wear resistance by compensating for the decrease in hardness due to the suppression of delayed fracture by including specific component elements.
  • An object of the present invention is to provide a wear-resistant steel material having excellent delayed fracture resistance.
  • Another object of the present invention is to provide a manufacturing method for manufacturing a wear-resistant steel material having excellent delayed fracture resistance, thereby reducing manufacturing costs by reducing the number of processes.
  • the present inventors have developed a wear-resistant steel material having excellent delayed fracture resistance by controlling the form of austenite grains and forming a martensite structure.
  • wear-resistant steel with excellent delayed fracture resistance without performing tempering treatment, which is almost essential for suppressing delayed fracture of wear-resistant steel in the conventional direct quenching method. I also found something.
  • the present invention has been made based on such findings, and in mass%, C: 0.05 to 0.40%, S i: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.5. ⁇ 2.0%, T i: 0.005 ⁇ 0.5%, B: 0.0005 ⁇ 0.005%, A 1: 0.005 ⁇ 10%, ⁇ : 0.005% or less,
  • the balance is a steel material substantially composed of iron and unavoidable impurities, wherein the structure of the steel material is a martensite structure, and the steel material with respect to an old austenite grain size (dZ) in a thickness direction of the steel material.
  • This is a wear-resistant steel material with delayed fracture resistance with a former austenite grain elongation expressed by the ratio (dLZd Z) of the former austenite grain size (dL) in the rolling direction of 2 or more.
  • the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 1.0% or less
  • V at least one selected from the group consisting of 0.2% or less. It is preferable that the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance further contains Nb: 0.1% or less by mass%.
  • the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 1.0% or less, It is preferable to further contain at least one selected from the group consisting of V: 0.2% or less and Nb: 0.1% or less.
  • the method for producing a wear-resistant steel material having delayed fracture resistance is as follows: C: 0.05 to 0.40%, S i: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.5% by mass. ⁇ 2.0%, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, A1: 0.005 to 0.10%, N: 0.005% or less
  • the steel is expressed in terms of mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 2. 0% or less, It is preferable to further contain at least one selected from the group consisting of Mo: 1.0% or less and V: 0.2% or less.
  • the steel further contains Nb: 0.1% or less by mass%.
  • the steel is, by mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 1.0% or less, and V: 0.2% or less.
  • the composition further contains at least one selected from the group consisting of: and Nb: 0.1% or less.
  • FIG. 1 is a characteristic diagram showing the relationship between the former austenite elongation, Brinell hardness and delayed fracture onset time.
  • Fig. 2 is a characteristic diagram showing the correlation between the cumulative rolling reduction at a temperature of 900 ° C or lower and the prior austenite grain elongation.
  • the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance according to the present invention has a composition containing each of the following constituent elements, with the balance being iron.
  • the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance according to the present invention includes, in addition to the components in the ranges (1) to (7), one or more of the component elements in the following range. And the balance is preferably iron.
  • the wear-resistant steel material having delayed fracture resistance according to the present invention includes one of the component elements in the ranges (8) to (12) in addition to the components in the ranges (1) to (7).
  • the composition further contains two or more kinds and a component element (13) in the following range, with the balance being iron.
  • the composition further includes a component element (13) in the following range in addition to the components in the ranges (1) to (7) and the balance is iron.
  • the above-described wear-resistant steel material having delayed fracture resistance according to the present invention is allowed to contain impurities that can be inevitably contained in a manufacturing process or the like.
  • C has the function of increasing the hardness of steel and contributing to wear resistance, and its content must be 0.05% or more.If it exceeds 40%, weldability and toughness will be impaired. Burn cracking and delayed fracture are likely to occur.
  • the C content is preferably 0.10 to 0.35%.
  • Si has a function as a deoxidizer during steelmaking.
  • the addition amount In order to function effectively as a deoxidizing agent, the addition amount must be 0.1% or more, but if it exceeds 0.8%, the weldability and toughness may be impaired.
  • the Si content is preferably between 0.25 and 0.55%.
  • Mn has the function of improving hardenability and improving toughness at low cost.
  • the amount must be 0.5% or more, but if it exceeds 2.0%, the weldability may be impaired and delayed fracture is likely to occur.
  • the Mn content is preferably between 1.0 and 1.6%.
  • Ti combines with N in the steel and fixes this N to secure hardenability by B described later, and also contributes to the improvement of wear resistance by being dispersed and precipitated as TiC. If the Ti content is less than 0.005%, such an effect is hardly obtained, while if it exceeds 0.5%, the cost tends to increase.
  • the Ti content is preferably between 0.005 and 0.10%. More preferably, it is 0.005 to 0.020%.
  • B has a function of improving the hardenability by adding a small amount thereof. If the B content is less than ⁇ 0.005%, the effect is difficult to exhibit, while if it exceeds 0.005%, the weldability may be harmful and the hardenability tends to decrease. is there.
  • A1 has a function as a deoxidizer in steelmaking, and its content is required to be 0.005% or more, but if it exceeds 0.10%, there is a possibility that the toughness may decrease. .
  • the A 1 content is preferably 0.015 to 0.035%.
  • N easily combines with the above B and hinders hardenability. If the N content exceeds 0.005%, fixation of N by Ti in the above-mentioned Ti content range may be insufficient. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.005%.
  • Cu is added as necessary to have a function of further improving the hardenability. However, if its content exceeds 1.0%, hot brittleness may be caused.
  • the Cu content is preferably from 0.01 to 0.5%.
  • Ni has the function of further improving toughness and hardenability, so it is added as necessary. Be added. However, if its content exceeds 1.0%, cost tends to increase.
  • the Ni content is preferably between 0.01 and 0.5%.
  • Cr is added as necessary because it has a function of improving hardenability at low cost. However, if its content exceeds 2.0%, weldability and toughness may be impaired.
  • the Cr content is preferably between 0.01 and 1.5%.
  • Mo is added as necessary to have a function of further improving the hardenability. However, if its content exceeds 1.0%, weldability and toughness may be impaired.
  • the Mo content is preferably from 0.1 to 0.5%.
  • V is added as necessary because it precipitates and hardens and has the function of further increasing the hardness of steel. However, if its content exceeds 0.2%, weldability may be impaired.
  • the V content is preferably 0.01 to 0.1%.
  • Nb is added as necessary because it has the function of suppressing recrystallization during rolling, facilitating the expansion of austenite grains by rolling, and improving delayed fracture resistance. However, if its content exceeds 0.1%, weldability may be impaired.
  • the Nb content is preferably 0.005 to 0.05%.
  • the wear-resistant steel materials having delayed fracture resistance according to the present invention each contain each of the components in the above-described specific range as described above, and each of the structures is a martensite tissue and a meat.
  • the prior austenite grain elongation (dLZ dz), expressed as the ratio of the prior austenite grain size (dL) in the rolling direction to the old austenite grain size (dz) in the thickness direction, is 2 or more.
  • the extensibility of the old austenite grains is determined, for example, based on a heat treatment particle size test method by a quenching and tempering method specified in Japanese Industrial Standards JISG 0551, and a cross-section along the thickness direction of the obtained steel material. This is the particle size ratio determined by measuring the appearance of old austenite grains in each cross section along the rolling direction of the steel material.
  • the steel material of the present invention has a martensitic structure in order to ensure a desired hardness (for example, Brinell hardness HB 10/3000 ... hardness value of 300 or more). This is because it is difficult to obtain hardness.
  • the steel sample used here was, in mass%, C: 0.15%, Si: 0.31%, Mn: l. 41%, P: 0.011%, S: 0.005% , Cr: 0.27%, Ti: 0.011%, :: 0.0014%, A1: 0.035%, N: 0.0029%, steel having composition whose balance is iron Is a steel sheet with a martensite structure rolled under various conditions.
  • the measurement of Brinell hardness taken along the vertical axis in Fig. 1 is based on JIS
  • a Brinell hardness (HB 10Z3 000) test was performed by measuring the diameter of a depression formed when a 10 mm diameter indenter was pressed into the steel sheet surface.
  • the delayed fracture occurrence time on the vertical axis of the figure is based on the cantilever type constant load delayed fracture test in which the steel sheet is immersed in a 3.5 mass% NaC 1 aqueous solution and a constant load is applied.
  • the stress intensity factor is 49 ON / mm / 2 , this is the time until the steel sheet breaks.
  • the measurement of the rupture time at this time was set to a maximum of 1000 hours.
  • the Brinell hardness of each steel sheet is in the range of about 350 to about 450 regardless of the former austenite grain elongation, indicating excellent wear resistance. Therefore, a steel material with a prior austenite grain elongation of 2 or more and a martensite structure exhibits excellent wear resistance and also has excellent properties in delayed fracture resistance. You can see that.
  • a steel material having a martensitic structure in which each of the above-mentioned components is in a specific composition range and the former eostenite grain elongation is 2 or more has excellent delayed fracture resistance and wear resistance. And This is considered to be because the martensitic structure composed of the expanded austenite grains has crack bending and branching, which exerts a remarkable stress shielding effect.
  • the method for producing a wear-resistant steel material having delayed fracture resistance comprises the steps of first preparing a steel containing each of the component elements in the ranges described in the above (1) to (7), with the balance being iron. I do.
  • This steel further contains one or more of the component elements in the ranges (8) to (12) in addition to the component elements in the ranges (1) to (7),
  • the balance is iron.
  • the composition further contains a component element in the range shown in (1) and the balance is iron.
  • the composition preferably includes the component elements in the range (13) and the balance is iron.
  • the steel prepared as described above is heated and then rolled at a temperature of 900 ° C or less and at a cumulative reduction of 50% or more.
  • the heating temperature of the steel before the above rolling is preferably from 1050 to 1250 ° C. If the heating temperature is lower than 1050 ° C, the deformation resistance of the steel becomes high, so that it becomes difficult to perform rolling. In addition, the heating temperature above 1250 ° C In such a case, since the crystal grains of the steel become coarse, it is difficult to obtain a predetermined strength.
  • the reason for setting the above rolling conditions to a temperature of 900 ° C or lower is that the temperature range below 900 ° C corresponds to the temperature range below the austenite recrystallization temperature, and the austenite grains expanded by rolling in this temperature range are used. This is to maintain its form without losing it.
  • the present inventors have clarified this from the characteristic diagram of FIG. 2 showing the correlation between the cumulative draft of the rolled steel sheet and the prior austenite grain elongation of the steel sheet at each cumulative draft. I have.
  • the steel sample used here is a steel sheet with a martensite structure obtained by rolling steel having the same composition as that used in Fig. 1 to various cumulative rolling reductions in a temperature range of 900 ° C or less.
  • the prior austenite grain elongation increases almost proportionally with the increase in the cumulative rolling reduction.
  • the former austenite grain elongation is less than 2
  • the former austenite grain elongation is 2 or more. Therefore, rolling at an accumulated rolling reduction of 50% or more in a temperature range of 900 ° C or less can form two or more prior austenite grains with elongation and elongation with the excellent delayed fracture resistance shown in Fig. 1 described above. You can see that it can be controlled.
  • a steel material rolled to a cumulative draft of 50% or more in the above-mentioned temperature range of 900 ° C or less is directly quenched from the temperature range of Ar3 or more to the temperature of Ms or less.
  • the relationship can be derived based on the composition of the steel material by .
  • Ms (° C) 5 1 7—300 C% -33Mn%-22 Cr%-l 7 Ni%-11 Mo%-1 IS i% can be derived based on the composition of the steel material.
  • direct quenching after rolling may cause the above-mentioned rolling effect to be reduced in the case of reheating quenching, and the improvement in delayed fracture resistance of steel obtained after quenching may be lost.
  • the complexity of the process leads to an increase in manufacturing costs.
  • the above-mentioned quenching start temperature was set to the temperature range of Ar3 point or higher and the quenching stop temperature was set to the MS point or lower because of this, the desired hardness (for example, Brinell hardness) HB 10/3000 with a hardness value of 300 or more).
  • the cooling rate during the direct quenching is preferably 20 ° C / sec or more. With such a cooling rate, a substantially martensitic single phase structure can be obtained.
  • This quenching can be performed, for example, by water quenching.
  • the above-mentioned quenching stop temperature is preferably a high temperature as long as a desired hardness (for example, Brinell hardness HB10Z3000... Hardness value 300 or more) is obtained. This is due to the fact that dehydrogenation in steel is easily promoted during air cooling after quenching is stopped.
  • the method for producing a wear-resistant steel material having delayed fracture resistance comprises preparing a steel in which each of the above-mentioned components has a specific composition range, and adding the steel to a temperature of 900 ° C or lower. Rolling with a cumulative reduction rate of 50% or more in the temperature range and immediately quenching, unlike the conventional direct quenching method, does not require a tempering step and can greatly reduce manufacturing costs. .
  • any of the methods for producing a wear-resistant steel material having delayed fracture resistance according to the present invention may be directly quenched, but may be tempered after direct quenching.
  • the upper limit of the tempering temperature is preferably a temperature at which the hardness is not reduced, that is, the wear resistance is not reduced.
  • each of the steel sheets thus obtained was observed with an optical microscope. Also, austenite grains are revealed based on the heat treatment grain size test method by the quenching and tempering method of JISG 0551, and the austenite grain size (dZ) in the thickness direction of the steel sheet and the austenite in the rolling direction of the steel sheet
  • the austenite grain elongation (d LZ d Z), which is the ratio to the grain size (d L) was determined.
  • each of the above-mentioned components was adjusted to a specific range, the cumulative reduction rate of 900 ° C or less was set to 50% or more, the quenching start temperature was set to Ar3 point or more, and the quenching stop temperature was set.
  • Each of the steel sheets of Examples 1 to 7 in which water was hardened at a temperature not higher than the Ms point had a microstructure of martensite and a prior austenite grain elongation of 2 or more.
  • the brinell hardness was 300 or more in each case, and none of the delayed fractures occurred even after 1000 hours.
  • each of the steel sheets of Examples 1 to 7 is a steel material having both excellent delayed fracture resistance and wear resistance.
  • These steel sheets have a martensitic structure and have a Brinell hardness of at least 300 and abrasion resistance, but delayed fracture is 200 to 450 hours and 100 hours. It easily occurred in a time significantly shorter than the time, and it was recognized that the delayed fracture resistance was significantly reduced.

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Description

明細書 耐摩耗鋼材およびその製造方法 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耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法に関 する。 背景技術
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） に用いられる土砂 摩耗部は、 その摩耗量によって寿命が支配されるため、 耐摩耗性に優れた鋼材が 要求されている。 そのため、 当該鋼材の耐摩耗性の向上を図るために鋼材の硬度 を高めることがなされている。
ところで、 上記のように鋼材の硬度を高めると、 鋼材の耐摩耗性を向上させる ことができる反面、 鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が発生し易くなるという問 題があった。 そこで、 このような水素起因の遅れ破壊抑制の観点から、 耐摩耗鋼 は、 鋼を熱間圧延し、 得られた鋼材を空冷した後、 再加熱焼入れし、 さらに必要 に応じて焼戻し処理を行なうことにより製造されてきた。
一方、 省プロセス化による製造コスト削減の観点から、 上記熱間圧延後の空冷 および再加熱焼入れを省略して、 圧延後に直接焼入れする製造方法が望まれてい た。 この直接焼入れの場合、 上記再加熱焼入れと比較して、 圧延後の空冷時およ び再加熱時に脱水素する過程が省略されるために、 水素に起因する遅れ破壊が発 生し易くなるという問題がある。 そこで、 鋼組成の選定を行なうとともに、 熱間 圧延後に直接焼入れし、 その後焼戻しすることが提案、 実施されている。
具体的には、 特開昭 6 0 - 5 9 0 1 9号公報には、 遅れ破壊感受性を高める M nの含有量を低減し、 かつ直接焼入れした後、 焼戻しを行ない、 M n含有量低減 による鋼材の硬度低下を C r、 M o等の添加によって補償することが開示されて いる。
特開平 1一 2 5 5 6 2 2号公報には、 N bを添加し、 かつ直接焼入れした後、 高温焼戻しを行ない、 高温焼戻しによつて生ずる硬度低下を N b添加により補償 し、 高温焼戻しにより鋼鈑内の残留引張応力を低減して耐遅れ破壊性を向上させ ることが開示されている。
特開昭 6 3 - 3 1 7 6 2 3号公報には、 遅れ破壊感受性を高める M nの含有量 を低減し、 この M n含有量低減による鋼材の硬度低下を N bの添加によって補償 し、 かつ T iを添加して T i炭化物、 T i窒化物および丁 i炭窒化物を析出させ 、 これら析出物とマトリックスとの界面を水素のトラップサイトとして作用させ 、 かつ直接焼入れ後に低温焼戻しを行なうことが開示されている。
上記各公報は、 鋼組成の選定を行なうことによって鋼材の遅れ破壊感受性を低 減させ、 焼戻し処理によって鋼材の残留応力を低減させることによって、 耐遅れ 破壊性の向上を意図したものである。 また、 遅れ破壊抑制に伴う硬度低下を特定 の成分元素を含有させることによって補償し、 耐摩耗性の確保を意図するもので ある。
ところで、 上記焼戻し処理は作業工程が複雑となり、 製造コストの上昇が避け られず、 ひいては最終製品の高コスト化につながっているのが現状である。 発明の開示
本発明の目的は、 耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供することである。
本発明の他の目的は、 耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を製造するにあたり、 省プロセス化によって製造コストを節減する製造方法を提供することである。
本発明者らは、 オーステナイト粒を形態制御し、 かつマルテンサイ卜組織とする ことによって、 優れた耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材を開発するに至った。 また、 従来の直接焼入れ法において、耐摩耗鋼材の遅れ破壊抑制のためにおよそ必須であ つた焼戻し処理を行なうことなく、耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を製造可能で あることをも見出した。
本発明は、 このような知見に基づいてなされたものであって、 質量％で、 C ： 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 T i : 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 : 0. 005〜0· 10%, Ν： 0. 005 %以下と、 残部が鉄および不可避的不純物とから実質的に なる鋼材であって、 前記鋼材の組織はマルテンサイト組織であり、 かつ前記鋼材の 肉厚方向の旧ォ一ステナイト粒径 （d Z) に対する前記鋼材の圧延方向の旧オース テナイト粒径 （dL) の比 （dLZd Z) で表される旧オーステナイト粒展伸度が 2以上である耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材である。
前記耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材において、 質量％で、 Cu： 1. 0%以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0 %以下、 M o： 1. 0 %以下および V : 0. 2% 以下からなる群から選択された少なくとも一つをさらに含有することが好ましい。 前記耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材において、 質量％で、 Nb： 0. 1 %以下 をさらに含有することが好ましい。
前記耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材において、 質量％で、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0 %以下、 Mo： 1. 0 %以下および V : 0. 2 % 以下からなる群から選択された少なくとも一つと、 Nb : 0. 1 %以下とをさらに 含有することが好ましい。
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方法は、 質量％で、 C ： 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 T i ： 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 : 0. 00 5〜0. 10%、 N : 0. 005 %以下と、 残部が鉄および不可避的不純物とから 実質的になる鋼を調製する工程と、 この鋼を加熱する工程と、 該鋼を 900°C以下 で累積圧下率 50 %以上に圧延してなる鋼材を調製する工程と、 この鋼材を Ar3 点以上の温度から Ms 点以下の温度に直接焼入れしてマルテンサイ ト組織とする 工程と、 を備える。
前記本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方法において、 前記 鋼は、 質量％で、 C u ： 1. 0 %以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0 %以下、 Mo : 1. 0%以下および V : 0. 2 %以下からなる群より選択された少なくとも 一つをさらに含有することが好ましい。
前記鋼は、 質量％で、 Nb ： 0. 1 %以下をさらに含有することが好ましい。 前記鋼は、 質量％で、 C u： 1. 0 %以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0 % 以下、 Mo ： 1. 0%以下および V： 0. 2 %以下からなる群より選択された少な くとも一つと、 Nb ： 0. 1 %以下とをさらに含有することが好ましい。 図面の簡単な説明
図 1は、 旧オーステナイト展伸度と、 ブリネル硬さおよび遅れ破壊発生時間との 関係を示す特性線図である。
図 2は、 900°C以下の温度域で圧延した累積圧下率と、 旧オーステナイト粒展 伸度との相関を示す特性線図である。 発明を実施するための形態
以下、 本発明の実施の形態を説明する。
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材は、 次に示す範囲の各成分元素 を含有し、 残部が鉄からなる組成である。
(1) C ： 0. 05〜0. 40質量％
(2) S i : 0. 1〜0. 8質量％
(3) Mn ： 0. 5〜2. 0質量％
(4) T i ： 0. 005〜0. 5質量％
(5) B ： 0. 0005〜0. 005質量％
( 6 ) A 1 ： 0. 005〜0. 10質量％
(7) N： 0. 005質量％以下
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材は、 上記 （1) 〜 （7) に示す 範囲の各成分に加え、 さらに次に示す範囲の各成分元素のうち 1種または 2種以 上を含有し、 残部が鉄からなる組成であることが好ましい。
(8) Cu ： 1. 0質量％以下 (9) N i : 1. 0質量％以下
(1 0) C r ： 2. 0質量％以下
(1 1) Mo ： 1. 0質量％以下
(12) V： 0. 2質量％以下
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材は、 上記 （1) 〜 （7) に示す 範囲の各成分に加え、 （8) 〜 （12) に示す範囲の各成分元素のうち 1種また は 2種以上と、 以下に示す範囲の成分元素 （13) とをさらに含有し、 残部が鉄 からなる組成であることが好ましい。 また、 上記 （1) 〜 （7) に示す範囲の各 成分に加え、 以下に示す範囲の成分元素 （13) をさらに含有し、 残部が鉄から なる組成であることが好ましレ
(1 3) Nb ： 0. 1質量％以下
なお、 上述した本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材は、 製造過程等 で不可避的に含有され得る不純物を含むことを許容する。
以下、 上記 （1) 〜 （13) の成分元素について、 その働きおよび組成範囲の 限定理由を説明する。 なお、 以下の各成分範囲における 「％」 は 「質量％」 を意 味する。
(1) C ： 0. 05〜0. 40%
Cは、 鋼材の硬度を高めて耐摩耗性に寄与する働きを有し、 その含有量は 0. 05%以上必要であるが、 ◦. 40%を超えると、 溶接性および靭性を害する上 、 焼き割れおよび遅れ破壊が発生しやすくなる。 C含有量は、 好ましくは、 0. 10〜0. 35 %である。
(2) S i ： 0. 1〜0. 8%
S i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%を超えると、 溶接 性および靭性を損なうおそれがある。 S i含有量は、 好ましくは、 0. 25〜0 . 55 %である。
(3) Mn ： 0. 5〜2. 0 %
Mnは、 低コストで焼入れ性を高め、 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。
( 4 ) T i ： 0. 005〜0. 5 %
T i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、 T i Cとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与 する。 0. 00 5 %未満の T i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。 T i含有量は、 好ましくは、 0. 0 0 5〜0. 1 0%である。 より好ましくは、 0. 00 5〜0. 020 %である。
(5) B ： 0. 0005〜0. 00 5 %
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、 ◦ . 000 5 %未満では、 その効果を発揮しがたく、 一方、 0. 005 %を超える と、 溶接性に有害となるおそれがあるとともに、 焼入れ性の低下を招く傾向にあ る。
(6) A 1 ： 0. 005〜0. 1 0 %
A 1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. 1 0%を超えると、 靭性の低下を招くおそれがある。 A 1 含有量は、 好ましくは、 0. 0 1 5〜0. 035 %である。
(7) N ： 0. 005 %以下
Nは、 上記 Bと化合しやすく焼入れ性を阻害する。 N含有量が 0. 00 5 %を 超えると、 上記の T i含有量範囲における T i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 %とする。
(8) Cu ： 1. 0%以下
C uは、焼入れ性をより向上させる働きを有するために必要に応じて添加される。 しかし、 その含有量が 1. 0 %を超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。 C u含有量は、 好ましくは、 0. 0 1〜0. 5%である。
(9) N i ： 1. 0 %以下
N iは、靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有するために必要に応じて添 加される。 しかし、 その含有量が 1. 0 %を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。
N i含有量は、 好ましくは、 0. 01〜0. 5%である。
(10) C r ： 2. 0%以下
C rは、低コス卜で焼入れ性を向上させる働きを有するために必要に応じて添加 される。 しかし、 その含有量が 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。 C r含有量は、 好ましくは、 0. 01〜1. 5%である。
(1 1) Mo ： 1. 0 %以下
Moは、焼入れ性をより向上させる働きを有するために必要に応じて添加される。 しかし、 その含有量が 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。
(12) V： 0. 2 %以下
Vは、 析出硬化し、 鋼材硬度をより上昇させる働きを有するために必要に応じて 添加される。 しかし、 その含有量が 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。
(13) Nb ： 0. 1 %以下
Nbは、圧延時の再結晶を抑制して圧延によるオーステナィト粒の圧延による展 伸を容易にし、耐遅れ破壊性を向上させる働きを有するために必要に応じて添加さ れる。 しかし、 その含有量が 0. 1 %を超えると溶接性を損なうおそれがある。 N b含有量は、 好ましくは、 0. 005〜0. 05%である。
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材は、 各々、 上記特定範囲の各成 分を上述のように含有するものであって、 いずれもその組織はマルテンサイ ト組 織であり、 かつ肉厚方向の旧オーステナイト粒径 （d z) 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 （dLZ d z) が 2以上である。
ここで、 上記旧オーステナイト粒の展伸度は、 例えば、 日本工業規格 J I S G 055 1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、 得ら れた鋼材の肉厚方向に沿う断面および鋼材の圧延方向に沿う断面につき、 各断面 の旧オーステナイト粒を現出させて測定することにより求められる粒径比である 本発明の鋼材をマルテンサイト組織とするのは、 所望の硬度 （例えば、 ブリネ ル硬さ HB 10/3000…硬さ値 300以上） を確保するためであり、 逆にこ の組織でないと所望の硬度を得難いからである。
本発明の鋼材において、 旧オーステナイト粒展伸度を 2未満にすると耐遅れ破 壊性を改善することが困難になる。 これは、 鋼板の旧オーステナイト粒展伸度と 、 遅れ破壊発生時間 （時間） およびブリネル硬さ （HB 10Z3000) との関 係を示す図 1の特性線図から理解できる。
ここで用いた鋼材試料としては、 質量％で、 C : 0. 1 5%、 S i ： 0. 31 %、 Mn : l. 41 %、 P ： 0. 01 1 %、 S ： 0. 005%、 C r ： 0. 27 %、 T i : 0. 0 1 1 %、 Β ： 0. 0014%、 A 1 : 0. 035%、 N： 0. 0029 %、 残部が鉄である組成を有する鋼を種々の条件で圧延し、 マルテンサ イト組織とした鋼板である。 図 1の縦軸にとったブリネル硬さの測定は、 J I S
Z 2243に基づいて、 上記鋼鈑表面に直径 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ことによるブリネル硬さ （HB 10Z3 000) 試験により行なった。 また、 同図の縦軸にとった遅れ破壊発生時間は、 鋼鈑を 3. 5質量％NaC 1水溶液中に浸漬させるとともに定荷重を負荷する、 片持ち梁型の定荷重遅れ破壊試験において、 応力拡大係数を 49 ON/mm/2 としたときの鋼板が破断に至る時間である。 なお、 このときの破断時間測定は、 1000時間を最長とした。
図 1において、 旧オーステナイト粒展伸度が 2未満である領域では、 遅れ破壊 が 300時間程度で容易に発生するのに対し、 旧オーステナイト粒展伸度が 2以 上である領域では、 遅れ破壊が 1000時間を経過しても発生しないことがわか る。 すなわち、 旧オーステナイト粒展伸度 =2を境にして遅れ破壊発生時間が急 激に上昇する顕著な遷移が認められ、 該展伸度 2以上では極めて優れた耐遅れ破 壊特性を示すことがわかる。
また、 同図において、 いずれの鋼板のブリネル硬さも、 旧オーステナイト粒展 伸度によらず約 350〜約 450の範囲にあり、 優れた耐摩耗性を示している。 したがって、 旧オーステナイト粒展伸度が 2以上であり、 かつマルテンサイト組 織である鋼材は、 優れた耐摩耗性を示し、 かつ耐遅れ破壊性に優れた特性をも兼 ね備えたものであることがわかる。
以上説明したように、 上記各含有成分を特定の組成範囲とし、 かつ旧ォ一ステ ナイト粒展伸度を 2以上としたマルテンサイ卜組織である鋼材は、 優れた耐遅れ 破壊性と耐摩耗性とを示す。 この理由としては、 展伸された旧オーステナイト粒 からなるマルテンサイト組織内では、 亀裂の屈曲や分岐を有し、 これらによって 応力遮蔽効果を顕著に奏するためであると考えられる。
次に、 本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方法について説明 する。
本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方法は、 まず、 上記 （1 ) 〜 （7) に示す範囲の各成分元素を含有し、 残部が鉄からなる組成である鋼を 調製する。
この鋼は、 上記 （1) 〜 （7) に示す範囲の各成分元素に加え、 上記 （8) 〜 (12) に示す範囲の各成分元素のうち 1種または 2種以上をさらに含有し、 残 部が鉄からなる組成とすることが好ましい。 また、 上記 （1) 〜 （7) に示す範 囲の各成分に加え、 上記 （8) 〜 （12) に示す範囲の各成分元素のうち 1種ま たは 2種以上および上記 （1 3) に示す範囲の成分元素をさらに含有し、 残部が 鉄からなる組成とすることが好ましい。 また、 上記 （1) 〜 （7) に示す範囲の 各成分元素に加え、 上記 （13) に示す範囲の成分元素を含有し、 残部が鉄から なる組成とすることが好ましい。
なお、 本発明においては、 上述および後述する製造過程において不可避的に混 入し得る不純物を含むことを許容する。
次に、 以上のように調製して得られた鋼について、 加熱した後、 900°C以下 の温度で累積圧下率 50%以上の圧延を行なう。
上記圧延前の鋼の加熱温度としては、 1 050〜1250°Cであることが好ま しい。 上記加熱温度を 1050°C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、 上記加熱温度を 1250°Cを超える温度 にすると、 鋼の結晶粒が粗大化するので、 所定の強度を得ることが困難になる。 上記圧延条件として温度 900°C以下と設定した理由は、 この 900°C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、 この温度域での圧延 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。
本発明の鋼材の製造方法において、 上記圧延条件として、 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、 旧オーステナイト粒展伸度を 2以上にすること ができる。 事実、 本発明者らは、 圧延鋼板の累積圧下率と、 各累積圧下率におけ る鋼板の旧オーステナイ 卜粒展伸度との相関を示す図 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を 有する鋼を 900°C以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、 マルテンサイ 卜 組織とした鋼板である。
図 2に示されるように、 累積圧下率の増加に伴って旧オーステナイ卜粒展伸度 は、 ほぼ比例的に増加している。 そして、 累積圧下率 50%未満の領域では、 旧 オーステナイト粒展伸度は 2未満であり、 累積圧下率 50 %以上の領域では、 旧 オーステナイ ト粒展伸度は 2以上である。 したがって、 900°C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、 前述した図 1に示す優れた 耐遅れ破壊特性を有する、 2以上の旧オーステナイ卜粒展伸度に形態制御できる ことがわかる。
本発明の製造方法は、 上述した 900°C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点以下の温度まで直接焼 入れする。
ここで、 上記 Ar3点は、 例えば、 Ar3 (°C) = 9 1 0- 3 1 0 C%- 80Mn% - 20 Cu%- 1 5 C r - 55N i %- 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 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 Ms点も同様に、 例えば、 Ms (°C) = 5 1 7— 3 00 C% - 33Mn%- 22 C r %- l 7 N i %- 1 1 Mo%- 1 I S i %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。
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 記圧延効果が薄れ、 焼入れ後に得られる鋼材の耐遅れ破壊性の向上が消失するお 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。
上記焼入れ開始温度を Ar3点以上の温度域および焼入れ停止温度を MS点以下 と設定したのは、 これにより実質的にオーステナイト単相組織としてから焼入れ によりマルテンサイト組織として所望の硬度 （例えば、 ブリネル硬さ HB 1 0/ 3000で硬さ値 300以上） を得るためである。 この直接焼入れ時の冷却速度 は、 20°C/秒以上であることが好ましい。 このような冷却速度によって、 実質 的にマルテンサイト単相組織とすることができる。 この焼入れは、 例えば、 水焼 入れによって行なうことができる。
なお、 上記した焼入れ停止温度は、 所望の硬度 （例えば、 ブリネル硬さ HB 1 0Z3000…硬さ値 300以上） が得られる限り、 高い温度であることが好ま しい。 これは、 焼入れ停止後の空冷中に鋼材中の脱水素が促進されやすいという 理由による。
以上説明したように、 本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方 法は、 上記各含有成分を特定の組成範囲とした鋼を調製し、 この鋼に 900°C以 下の温度域で累積圧下率 50%以上の圧延を施し、 直ちに直接焼入れする方法で あるので、 従来のような直接焼入れ法と異なり、 焼戻し工程を必要とせず、 製造 コストを大幅に節減することができる。
なお、 上述のように、 本発明に係る耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造方 法は、 いずれも直接焼入れままとするものであるが、 直接焼入れ後、 焼戻しして も差し支えない。 但し、 この場合、 焼戻し温度の上限は、 硬度を低下させない、 すなわち耐摩耗性を低下させない温度とすることが望ましい。 実施例
以下、 本発明の実施例を比較例とともに記載する。
実施例 1 ~ 7、 比較例 1〜6
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、得られた鋼片を表 2に示す条件にしたがって水焼入れして板厚 2 0〜 1 0 0 mmの鋼板を各々作製 した。
こうして得られた各鋼板について、 光学顕微鏡により組織観察を行なった。 ま た、 J I S G 0 5 5 1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、 鋼板の肉厚方向のオーステナイト粒径 （d Z ) と、 鋼板の圧延方向のオーステナイト粒径 （d L ) との比である旧オーステナィ ト粒展伸度 （d L Z d Z ) を求めた。
さらに、 耐摩耗性および耐遅れ破壊性の評価のために、 図 1で説明したのと同 様な手法によつて硬度測定と遅れ破壊試験とを行なつた。
これらの結果を表 2に示す。
表 2に示すように、 前述した各成分を特定範囲に調整し、 9 0 0 °C以下の累積圧 下率を 5 0 %以上とし、 焼入れ開始温度を A r3 点以上とし、 かつ焼入れ停止温度 を Ms点以下として水焼入れした実施例 1〜 7の各鋼板は、 いずれも組織がマルテ ンサイトであり、 かつ旧オーステナイ ト粒展伸度が 2以上であった。 また、 ブリネ ル硬さはいずれも 3 0 0以上であって、かつ遅れ破壊はいずれも 1 0 0 0時間を経 過しても発生しなかった。 このように実施例 1〜7の各鋼板は、 優れた耐遅れ破壊 性と耐摩耗性とを兼ね備えた鋼材であることが認められる。
これに対し、 9 0 0 °C以下の温度域での累積圧下率を 5 0 %未満とした比較例 1〜4の各鋼板は、 いずれも旧オーステナイト粒展伸度が 2未満であった。 これ らの鋼板は、 マルテンサイト組織であり、 ブリネル硬さが 3 0 0以上と耐摩耗性 を有してはいるものの、 遅れ破壊は 2 0 0〜4 5 0時間と、 1 0 0 0時間を大幅 に下回る時間で容易に発生しており、 耐遅れ破壊性は著しく低下していることが 認められた。
また、 前述の特定した C含有量範囲を低減逸脱した比較例 5の鋼板は、 組織が マルテンサイトであり、 かつ旧オーステナイト粒展伸度が 2以上であった。 この 鋼板は、 遅れ破壊が 1 0 () 0時間を経過しても発生しなかったものの、 ブリネル 硬さ 1 7 5と低硬度であり、 耐摩耗性が著しく低下していることが認められる。 さらに、 焼入れ停止温度を、 鋼種 Dの鋼組成に基づく Ms点を超える、 5 5 0 °Cとした比較例 6の鋼板は、 旧オーステナイト粒展伸度が 2以上ではあるが、 ベ ィナイト組織であった。 この鋼板は、 遅れ破壊が 1 0 0 0時間を経過しても発生 しなかったものの、 ブリネル硬さ 1 9 5と低硬度であり、 耐摩耗性が著しく低下 していることが認められる。
表 1
Figure imgf000016_0001
*は本究明対象外を表す
表 2
Figure imgf000017_0001
,亍ンサイトを示し、 BJはべイナイトを示す,
よ本発明の範囲外の条件であることを示す

Claims

請求の範囲
1. 実質的に以下からなる耐摩耗鋼材：
質量％で、 C : 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 T i : 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 ： 0. 005〜0. 10%、 N : 0. 005 %以下と、 残部が鉄および不可避 的不純物；
前記鋼材は、 マルテンサイト組織であり ；
前記鋼材は、 2以上の旧オーステナイ ト粒展伸度を有する、 ここで、 前記旧ォ ーステナイト粒展伸度は前記鋼材の肉厚方向の旧オーステナイ 卜粒径（d Z) に対 する前記鋼材の圧延方向の旧オーステナイ ト粒径 （dL) の比 （dLZd Z) で表 される。
2. 質量％で、 C : 0. 1〜0. 35 %である請求の範囲 1記載の耐摩耗鋼材。
3. 質量％で、 S i : 0. 25〜0. 55 %である請求の範囲 1記載の耐摩耗鋼材。
4. 質量％で、 Mn ： 1〜1. 6 %である請求の範囲 1記載の耐摩耗鋼材。
5. 質量％で、 T i : 0. 005〜0. 10 %である請求の範囲 1記載の耐摩耗鋼 材。
6. 質量％で、 A 1 : 0. 01 5〜0. 035 %である請求の範囲 1記載の耐摩耗 鋼材。
7. 実質的に以下からなる耐摩耗鋼材：
質量％で、 C : 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 T i : 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 : 0. 005〜0. 10%、 N : 0. 005 %以下と、 さらに、 C u : 1. 0 % 以下、 N i : 1. 0 %以下、 C r : 2. 0 %以下、 M o : 1. 0 %以下および V：
0. 2 %以下からなる群から選択された少なくとも一つと、 残部が鉄および不可避 的不純物；
前記鋼材は、 マルテンサイ卜組織であり ；
前記鋼材は、 2以上の旧オーステナイト粒展伸度を有する、 ここで、 前記旧ォ ーステナイト粒展伸度は前記鋼材の肉厚方向の旧オーステナイト粒径（dZ) に対 する前記鋼材の圧延方向の旧オーステナイト粒径 （dL) の比 （dLZd Z) で表 される。
8. 群から選択された少なくとも一つが、 質量％で、 Cu ： 1. 0%以下である 請求の範囲 7記載の耐摩耗鋼材。
9. 群から選択された少なくとも一つが、 質量％で、 N i ： 1. 0%以下である 請求の範囲 7記載の耐摩耗鋼材。
1 0. 群から選択された少なくとも一つが、 質量％で、 C r ： 2. 0%以下である 請求の範囲 7記載の耐摩耗鋼材。
1 1. 群から選択された少なくとも一つが、 質量％で、 Mo ： 1. 0%以下である 請求の範囲 7記載の耐摩耗鋼材。
1 2. 群から選択された少なくとも一つが、 質量％で、 V： 0. 2%以下である請 求の範囲 7記載の耐摩耗鋼材。
1 3. 前記鋼材が、 質量％で、 Nb ： 0. 1 %以下をさらに含有する請求の範囲 7 記載の耐摩耗鋼材。
14. 実質的に以下からなる耐摩耗鋼材：
質量％で、 C : 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0 T i ： 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 ： 0. 005〜0. 10%、 N : 0. 005 %以下、 Nb ： 0. 1 %以下と、 残部が鉄および不可避的不純物；
前記鋼材は、 マルテンサイト組織であり ；
前記鋼材は、 2以上の旧オーステナイト粒展伸度を有する、 ここで、 前記旧ォ ーステナイト粒展伸度は前記鋼材の肉厚方向の旧オーステナイト粒径 （d Z) に対 する前記鋼材の圧延方向の旧オーステナイト粒径 （dL) の比 （dL/d Z) で表 される。
1 5. 前記鋼材が、 質量％で、 C u ： 1. 0 %以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0%以下、 Mo : l. 0%以下および V : 0. 2 %以下からなる群から選択さ れた少なくとも一つをさらに含有する請求の範囲 14記載の耐摩耗鋼材。
16. 質量％で、 Nb ： 0. 005〜0. 05 %である請求の範囲 14記載の耐摩 耗鋼材。
17. 以下の工程からなる耐摩耗鋼材の製造方法：
質量％で、 C : 0. 05〜0. 40%、 S i ： 0. 1〜0. 8%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 T i : 0. 005〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 005%、 A 1 ： 0. 005〜0. 10%、 N : 0. 005 %以下と、 残部が鉄および不可避 的不純物とから実質的になる鋼を準備する工程；
前記鋼を加熱する工程；
加熱された鋼を 900°C以下で累積圧下率 50%以上に圧延する工程； と 圧延された鋼を Ar3 点以上の温度から MS 点以下の温度に直接焼入れして サイ ト組織とする工程。
18. 前記鋼が、 質量％で、 C u ： 1. 0 %以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2 0%以下、 Mo : l. 0%以下ぉょび¥ : 0. 2 %以下からなる群より選択された 少なくとも一つをさらに含有する請求の範囲 17記載の耐摩耗鋼材の製造方法。
19. 前記鋼が、 質量％で、 Nb： 0 %以下をさらに含有する請求の範囲 17 ffi載の耐摩耗鋼材の製造方法。
20. 前記鋼が、 質量％で、 C u ： 1. 0 %以下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 2. 0%以下、 Mo : 1. 0%以下ぉょび ： 0. 2 %以下からなる群より選択された 少なくとも一つと、 Nb： 0. 1 %以下をさらに含有する請求の範囲 17記載の耐 摩耗鋼材の製造方法。
2 1. 鋼を加熱する工程が、 前記鋼を 1050— 1250°Cに加熱することからな る請求の範囲 17記載の耐摩耗鋼材の製造方法。
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