JP2002115024A - 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材
を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００
５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が
鉄および不可避的不純物から実質的になり、表層部が焼
戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼戻しマルテ
ンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ば
れる１種の単相組織または２種の混合組織であり、肉厚
方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向
の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で
表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であること
を特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】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
等に用いられる靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗
鋼材ならびにその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】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）における土
砂摩耗部は、その摩耗量によって寿命が支配されるた
め、優れた耐摩耗性を有する鋼材であることが要求され
ている。そのため、耐摩耗性を向上させるために、鋼材
の組織をマルテンサイト組織とすることにより鋼材の硬
度を高めること等がなされている。

【０００３】ところで、マルテンサイト組織とされた鋼
材の硬度はＣ含有量により一義的に決定される。したが
って、Ｃ含有量を高めることにより鋼材の硬度を向上で
きるが、その反面、鋼材の靭性が著しく劣化し、さらに
鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が生じ易くなるという
問題があった。

【０００４】そこで、これまでは焼入れ性向上による鋼
材硬度の向上、すなわち耐摩耗性を向上させるととも
に、靭性および耐遅れ破壊性を確保できるように鋼成分
の選定を行なうことが前提とされてきた。

【０００５】また、靭性および耐遅れ破壊性をともに向
上させることを意図して、鋼を熱間圧延して空冷した後
に、再加熱焼入れし、さらに必要に応じて焼戻し処理を
施すことにより耐摩耗鋼材の製造はなされてきた。

【０００６】具体的には、特開平１０−１０２１８５号
公報には、オーステナイト再結晶温度域で圧延して旧オ
ーステナイト粒を微細化し、再加熱操作によりＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｖの各元素を基地中に固溶させた後に焼入れおよび
焼戻しを行なう製造方法が開示されている。この製造方
法により得られた鋼材は、その使用中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖ
の複合析出物が生成され、この生成された複合析出物に
より耐摩耗性が向上される。したがって、上記の製造方
法によれば、耐摩耗性の向上には寄与するが靭性には有
害なＣ、Ｍｎ等の含有量を低減できる。

【０００７】また、特開平１１−７１６３１号公報に
は、Ｃ含有量を低減し、このＣ量低減に伴う焼入れ性の
低下をＳｉ含有量の増加により補償し、さらにＮｂのピ
ンニング効果を利用して再加熱操作時にオーステナイト
粒が粗大化するのを抑制し、これにより靭性を向上させ
る製造方法が開示されている。

【０００８】さらに、特開昭６０−５９０１９号公報に
は、Ｍｎ含有量を低減することにより耐遅れ破壊性を向
上させ、このＭｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下を
Ｃｒ、Ｍｏの添加により補償する製造方法が開示されて
いる。

【０００９】しかしながら、これら従来の製造方法は、
いずれも再加熱焼入れ工程を含むため、製造工程が複雑
化して製品コストの上昇が避けられないという欠点があ
った。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の添加元素の増
加は製造コストをより一層上昇させる。

【００１０】一方、製造コストの削減を意図して、上述
の熱間圧延後の空冷操作および再加熱焼入れ操作を省略
し、その代わりに直接焼入れ操作を行なう製造方法を確
立することが望まれている。

【００１１】具体的には、特開平８−４１５３５号公報
には、鋼成分としてＳｉとＮｂとを組み合わせて添加
し、直接焼入れした後に焼戻しする製造方法が開示され
ている。この製造方法によれば、Ｓｉ，Ｎｂの両元素が
焼戻し脆化および焼戻し軟化をともに抑制すること、Ｎ
ｂが旧オーステナイト粒の微細化に作用して耐摩耗性と
靭性とが両立すること、さらにＭｏを添加することによ
り焼入れ性および靭性をより向上させることができる。

【００１２】また、特開平１−２５５６２２号公報に
は、直接焼入れした後に、鋼板内の引張残留応力を低減
して耐遅れ破壊性を向上させることを意図して高温焼戻
しを行なう一方、この高温焼戻しによって生じる硬度低
下をＮｂ添加により補償する製造方法が開示されてい
る。

【００１３】さらに、特開昭６３−３１７６２３号公報
には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、
Ｍｎ含有量の低減に伴う鋼材の硬度低下をＮｂ添加によ
り補償し、かつＴｉを添加して直接焼入れ後に低温焼戻
しを行ない、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を析出させるこ
とにより、これら析出物とマトリックスとの界面が水素
のトラップサイトとして作用して耐遅れ破壊性が向上さ
れることが開示されている。

【００１４】上記の従来技術は、いずれも靭性および耐
遅れ破壊性を向上させるために鋼組成の選定を行なうこ
と、焼戻し操作により生ずる硬度低下に対して特定の成
分元素を含有させて硬度補償して耐摩耗性を確保するこ
とがなされる。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
従来技術に共通した問題点は、特定の成分元素の添加が
必要であるのでコストの上昇を招き、これにより省プロ
セス化によるコスト低減を相殺してしまう可能性があ
る。

【００１６】本発明はこのような事情を考慮してなされ
たものであって、その目的とするところは、特殊な鋼選
定を行なうことなく、靭性および耐遅れ破壊性に優れた
耐摩耗鋼材ならびにその製造方法を提供することにあ
る。

【００１７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成すべく鋭意研究を積み重ねた結果、オーステナ
イト未再結晶温度域で強圧下を施すことによりオーステ
ナイト粒を形態制御した後に、直ちに直接焼入れし、か
つこの焼入れを特定の温度域で途中停止することにより
表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサ
イトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイ
ト単相組織とすることによって、本発明を完成させるに
至った。

【００１８】本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優
れた耐摩耗鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０
％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：
０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含
み、残部が鉄および不可避的不純物から実質的になり、
表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼
戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組
織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織で
あり、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対す
る圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ
／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上
であることを特徴としている。

【００１９】この場合において、質量％で、Ｃｕ：０．
１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１
〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群か
ら選ばれる１種または２種以上をさらに含有することが
好ましい。

【００２０】また、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．
１％をさらに含有させるようにしてもよい。

【００２１】以下、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊
性に優れた耐摩耗鋼材について説明する。

【００２２】まず、上記の各成分の働きおよび成分範囲
の限定理由を述べる。なお、以下の各成分範囲における
「％」は「質量％」を意味する。

【００２３】（１）Ｃ：０．０５〜０．４０％ Ｃは鋼材の硬度を高めるとともに、後述するマルテンサ
イト組織のラス内に微細炭化物を生じさせ、靭性と耐遅
れ破壊性とを向上させる働きを有する。Ｃ含有量は０．
０５％以上必要であるが、０．４％を超えると、溶接性
が劣化し、焼き割れが生じやすくなるとともに、耐摩耗
性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を向上させ難く
なる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．３％であ
る。

【００２４】（２）Ｓｉ：０．１〜０．８％ Ｓｉ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％を超える添加量にすると、溶
接部靭性を損なうおそれがある。Ｓｉ含有量は、好まし
くは０．２５〜０．５５％である。

【００２５】（３）Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｍｎは低コストで焼入れ性を高める働きおよび靭性を向
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。

【００２６】（４）Ｃｒ：０．０５〜２．０％ Ｃｒは低コストで焼入れ性を向上させる働きを有する。
０．０５％未満のＣｒ含有量ではその効果が小さく、
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。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜１．５％で
ある。

【００２７】（５）Ｔｉ：０．００５〜０．５％ Ｔｉ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、Ｔｉ
Ｃとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与する。０．
００５％未満のＴｉ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。

【００２８】（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５％ 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、０．０００５％未満ではその効果を発
揮し難く、一方、０．００５％を超えると、溶接性に有
害であるとともに、焼入れ性の低下を招くおそれがあ
る。

【００２９】（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０％ Ａｌ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、０．１０％を超える
と靭性の低下を招くおそれがある。Ａｌ含有量は、好ま
しくは０．０１５〜０．０３５％である。

【００３０】（８）Ｎ：０．００５％以下 Ｎは、上記のＢと化合しやすく焼入れ性を阻害する。
０．００５％を超えるＮ含有量にすると、上述の特定し
た含有量範囲のＴｉ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％
とした。

【００３１】本発明に係る鋼材の基本成分は以上であ
り、特別な鋼組成の選定を必要としない。

【００３２】なお、鋼材特性をより向上させようとする
場合には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選ばれ
る１種または２種以上を、以下に示す範囲内で適宜含有
させるようにしてもよい。

【００３３】（９）Ｃｕ：０．１〜１．０％ Ｃｕは焼入れ性をより向上させる働きを有する。Ｃｕ含
有量が０．１％未満ではこの効果が小さく、１．０％を
超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。Ｃｕ含有
量は、好ましくは０．１〜０．３％である。

【００３４】（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０％ Ｎｉは靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有す
る。Ｎｉ含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％
を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。Ｎｉ含有量
は、好ましくは０．１〜０．３％である。

【００３５】（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０％ Ｍｏは焼入れ性をより向上させる働きを有し、その含有
量は０．１％以上必要であるが、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。

【００３６】（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％ Ｖは析出硬化により鋼材硬度をより上昇させる働きを有
し、その含有量は０．０１％以上必要であるが、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。

【００３７】（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは上記の（１）〜（１２）の各成分とは異なる作用
を有し、圧延時の再結晶化を抑制して圧延によるオース
テナイト粒の展伸を容易にし、靭性を向上させる働きを
有する。Ｎｂ含有量は０．００５％未満ではこのような
働きを有効になすことができないおそれがあり、一方、
０．１％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｎｂ
含有量は、好ましくは０．００５〜０．０３％である。

【００３８】本発明に係る鋼材は、上記の特定範囲の各
成分を含有するものであって、表層部が焼戻しマルテン
サイト組織であり、内質部が焼戻しマルテンサイト組織
および焼戻し下部ベイナイト組織から選ばれる１種の単
相組織または２種の混合組織である。ここで表層部と
は、鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位のことをいう。
本発明の鋼材は、表層部を焼戻しマルテンサイト組織と
することにより表面硬度、すなわち耐摩耗性を確保する
とともに、内質部を焼戻しマルテンサイト、焼戻し下部
ベイナイト、或いはこれらの混合組織とすることにより
靭性および耐遅れ破壊性を向上させ、鋼材全体として耐
摩耗性、靭性および耐遅れ破壊性に優れたものとする。
なお、本発明の鋼材において、内質部は、焼戻しマルテ
ンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組織から選ば
れる１種の単相組織または２種の混合組織が８０％以上
あればよく、一部上部ベイナイト組織やフェライト組織
が混合されることを許容する。

【００３９】さらに、本発明の鋼材は、肉厚方向の旧オ
ーステナイト粒径（ｄｚ）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（ｄＬ／ｄｚ）が２以上である。本発明におい
て旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするのは、高い
耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性の向上効
果が発揮されるからである。これは、鋼板の旧オーステ
ナイト粒展伸度と、吸収エネルギー（Ｊ）、遅れ破壊発
生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ^３／２）およびブリネル硬さ
（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図
から理解できる。

【００４０】上記の旧オーステナイト粒展伸度は、例え
ば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１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、鋼板の肉
厚方向に沿う断面および鋼板の圧延方向に沿う断面にそ
れぞれ現出させた旧オーステナイト粒の粒径を測定する
ことにより求められる。なお、図１の横軸にとった旧オ
ーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚの値は、板厚ｔ／２部
において５視野で観察したときに得られた測定値の平均
値とした。

【００４１】ここで用いた鋼材試料としては、質量％
で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．４５％、Ｍｎ：１．５
５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：
０．３１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｂ：０．００１９
％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２９％、残部が
鉄である組成の鋼を種々の条件で圧延した後、表層部を
焼戻しマルテンサイト組織とし、内質部を焼戻しマルテ
ンサイト単相組織、焼戻し下部ベイナイト単相組織また
は焼戻しマルテンサイト組織と焼戻し下部ベイナイト組
織との混合組織とした鋼板（板厚５０ｍｍ）である。

【００４２】図１の縦軸にとったブリネル硬さの測定
は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３に基づいて、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
直径を測定するブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）試
験により行なった。

【００４３】また、図１の縦軸にとった吸収エネルギー
の測定は、板厚中央部から採取したＪＩＳ Ｚ ２２０
２の規定に基づく１０×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験
片を用い、試料の圧延方向に対して垂直に衝撃力を与え
るようにしたシャルピー衝撃試験を−４０℃で行なっ
た。なお、吸収エネルギーの値は、上記の衝撃試験を３
回行ない、得られた測定値の平均値を求めたものであ
る。

【００４４】さらに、図１の縦軸にとった遅れ破壊発生
応力拡大係数は、試験片を３．５質量％ＮａＣｌ水溶液
中に浸漬させるとともに試験片の圧延方向に対して垂直
方向に所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、破断に至る最大の応力拡大係数である。
なお、このときの破断の測定は１０００時間を最長とし
た。

【００４５】図１において、旧オーステナイト粒展伸度
ｄＬ／ｄｚが２未満である領域では、ブリネル硬さはほ
ぼ一定の値であるのに対して、ｄＬ／ｄｚが２以上であ
る領域では緩やかに上昇している。また、ｄＬ／ｄｚが
２となるところを境にしてｄＬ／ｄｚが２未満である領
域では吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数
は著しく低く、一方、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域で
は吸収エネルギーおよび遅れ破壊応力拡大係数が急激に
上昇しており、優れた靭性および耐遅れ破壊性を示すこ
とが判明した。すなわち、上述した特定の成分組成およ
び特定の組織とし、かつ旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ
／ｄｚを２以上とすることにより、耐摩耗性を向上させ
つつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明
した。

【００４６】このように高い耐摩耗性を維持しつつ靭性
および耐遅れ破壊性が著しく向上するのは、焼戻しマル
テンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組織、或いはこ
れらの混合組織においてラス長さが短くなること、およ
びラス組織内で微細な炭化物が優先析出することによる
ものと考えられる。すなわち、耐摩耗性に関してはラス
組織内に優先析出した微細炭化物が硬度向上に有効に寄
与し、靭性に関しては、（ａ）ラス長さが短くなること
により亀裂の屈曲や分岐が生じやすくなること、（ｂ）
ラス組織内に優先析出した微細な炭化物が亀裂の進展を
抑制する障壁となること、以上（ａ）、（ｂ）の両作用
により靭性が向上するものと考えられる。一方、耐遅れ
破壊性に関しては、ラス組織内の微細炭化物とマトリッ
クスとの界面が水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊
の発生が抑制されるからであると考えられる。

【００４７】次に、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊
性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。

【００４８】本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優
れた耐摩耗鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５
〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００
５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を
含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる
鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、
９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧
延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以
上の温度域からＭｓ点以下の温度域に焼入れする焼入れ
工程と、焼入れされた鋼材を２００℃以上６００℃以下
の温度域で焼戻す焼戻し工程と、を備えたことを特徴と
する。

【００４９】本発明の製造方法においては、上記の特定
した成分組成であるため、特別な鋼組成の選定を行なわ
ずに鋼材を調製できる。

【００５０】なお、鋼材特性をより向上させようとする
場合には、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｃｕ：０．１
〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜
１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から
選択される１種または２種以上をさらに含有させるよう
にしてもよい。

【００５１】また、この場合において、調製工程の鋼材
は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含
有させるようにしてもよい。

【００５２】本発明の製造方法においては、上述した特
定の成分組成に調製された鋼材を加熱した後、９００℃
以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なう。
ここで、９００℃なる上限温度は、鋼板表面から鋼板中
央部にかけての平均温度を意味し、以下の説明における
温度についても同様である。なお、実際の製造では実質
的に鋼板表面温度により温度管理されるが、リアルタイ
ムで平均温度を計算して、この平均温度に基づき温度制
御できるようにする必要がある。

【００５３】圧延前の鋼材の加熱温度としては、９５０
〜１２５０℃であることが好ましい。この加熱温度を９
５０℃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、１２５０℃を超える
加熱温度にすると、鋼の結晶粒が粗大化するので、所望
の強度および靭性を得ることが困難になる。

【００５４】圧延時の温度条件として９００℃以下の温
度域とした理由は、この９００℃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、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。

【００５５】本発明の製造方法において、上記の圧延条
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ｄＬ／ｄｚ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、ｄＬ／ｄｚを
２以上にすることができる。事実、本発明者らは、９０
０℃以下の温度域での累積圧下率（％）と、旧オーステ
ナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚ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の鋼を９００℃以
下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、表層部を焼戻
しマルテンサイト組織とし、内質部を焼戻しマルテンサ
イト組織、焼戻し下部ベイナイト組織、或いはこれらの
混合組織としたものである。

【００５６】図２から明らかなように、累積圧下率の増
加に伴って旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚはほぼ
比例的に増加している。これによれば、累積圧下率５０
％未満の領域ではｄＬ／ｄｚは２未満であり、累積圧下
率５０％以上の領域ではｄＬ／ｄｚは２以上である。し
たがって、９００℃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、ｄＬ／ｄｚを２以上に
形態制御できることがわかる。

【００５７】本発明の製造方法は、上述した９００℃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点以下の温度域ま
で直接焼入れする。

【００５８】ここで、上記のＡｒ3点は、例えば、Ａｒ3
（℃）＝９１０−３１０Ｃ％−８０Ｍｎ％−２０Ｃｕ％
−１５Ｃｒ％−５５Ｎｉ％−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、下記の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、上記のＭｓ点も同様に、例えば、
Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃ
ｒ％−１７Ｎｉ％−１１Ｍｏ％−１１Ｓｉ％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。

【００５９】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の圧延効果が薄
れ、焼入れ焼戻し後に得られる鋼材の靭性および耐遅れ
破壊性の向上効果が得られなくなるおそれがあり、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。

【００６０】上記の焼入れ開始温度をＡｒ3点以上の温
度域としたのは、オーステナイト単相組織から焼入れな
いと所望の表面硬度が得られないためである。また、焼
入れ停止温度をＭｓ点以下の温度域と規定したのは、こ
れにより鋼材の表層部をマルテンサイト組織とし、内質
部をマルテンサイト、下部ベイナイト或いはこれらの混
合組織とするためである。直接焼入れ時の冷却速度は、
１０〜５０℃／秒とすることが好ましく、このような冷
却速度は例えば水焼入れにより容易に達成できる。

【００６１】本発明の製造方法においては、直接焼入れ
後の鋼材を２００〜６００℃の温度域で焼戻し処理す
る。このような特定の温度域で焼戻し処理することによ
り、高い耐摩耗性を確保しつつ、優れた靭性および耐遅
れ破壊性を有する鋼材を得ることができる。事実、本発
明者らは、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破
壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼戻し温度との関係
をそれぞれ調べた結果を示す図３の特性線図からこのこ
とを明らかにしている。

【００６２】図３は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／
３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生
応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ^３／２）をとり、横軸に焼戻し
温度（℃）をとって、ブリネル硬さ、吸収エネルギーお
よび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼戻し温
度との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図であ
る。ここで用いた試料（板厚５０ｍｍ）は、前述した図
１で説明したのと同様な組成の鋼を９００℃以下の温度
域で圧延した後に直接焼入れ・焼戻しするにあたり、圧
延時の累積圧下率を６５％および３５％と変化させると
ともに、焼戻し温度を種々変化させて得られたものであ
る。なお、図３の縦軸にとったブリネル硬さ、吸収エネ
ルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の測定は、前述
した図１で説明したのと同様な方法により行なった。

【００６３】図３において、白丸を結んだ曲線Ａ１，Ａ
２，Ａ３は９００℃以下の温度域で６５％の累積圧下率
に圧延した場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結ん
だ曲線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３は９００℃以下の温度域で３５
％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線であ
る。

【００６４】図３において、特性線Ａ１，Ａ２，Ａ３に
着目すると、焼戻し温度が２００℃未満である領域で
は、ブリネル硬さが４００以上と極めて高い硬度である
ものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギ
ーが著しく低くなり、９００℃以下の温度域での圧下率
にかかわらず靭性および耐遅れ破壊性はいずれも著しく
劣ることが判明した。

【００６５】これに対して、焼戻し温度が２００℃以上
の領域において特性線Ａ１，Ａ２に着目すると、焼戻し
温度の増加に伴って吸収エネルギー値および遅れ破壊発
生応力拡大係数値がともに急激に上昇し、低下すること
なく高い値を示し、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有
することが判明した。一方、この領域において特性線Ｂ
１，Ｂ２に着目すると、焼戻し温度の増加に伴って吸収
エネルギーおよび耐遅れ破壊応力拡大係数は増加傾向に
はあるものの、特性線Ａ１，Ａ２の場合と比べていずれ
の温度でも大幅に低くなっている。すなわち、この領域
において、特性線Ａ１は特性線Ｂ１に比べて高くシフト
しており、いずれの温度でも遅れ破壊発生応力拡大係数
値が大幅に高くなり、また特性線Ａ２についても特性線
Ｂ２に比べて高くシフトしており、いずれの温度でも吸
収エネルギー値が大幅に高くなり、靭性および耐遅れ破
壊性がともに大幅に向上することが判明した。

【００６６】また、２００℃以上の領域において特性線
Ａ３，Ｂ３に着目すると焼戻し温度の増加に伴ってブリ
ネル硬さはともに低下傾向にあるが、特性線Ａ３は特性
線Ｂ３に比べて優位にあり、６００℃以下の領域でブリ
ネル硬さ値が３００以上となり高い耐摩耗性を維持でき
ることが判明した。

【００６７】ここで、９００℃以下の温度域で５０％以
上である７５％の累積圧下率で圧延しても、焼戻し温度
を２００℃未満にすると耐摩耗性が十分に確保されるも
のの、靭性および耐遅れ破壊性に著しく劣るのは、ラス
組織内における微細炭化物の析出が十分でなく靭性およ
び耐遅れ破壊性に寄与していないためである。また、こ
の場合に、焼戻し温度を６００℃超にすると優れた靭性
および耐遅れ破壊性を有するものの、耐遅れ破壊性に著
しく劣るのは、マトリックスが著しく軟化するからであ
る。

【００６８】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て説明する。

【００６９】（実施例）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た。なお、表１には各鋼種
の組成に基づいて求めたＡｒ3点（℃）およびＭｓ点
（℃）をそれぞれ併記した。

【００７０】次に、これらの鋼種Ａ〜Ｈを用い、表２に
示す製造条件にしたがって、板厚１５〜１００ｍｍの鋼
板を製造した。

【００７１】

【表１】

【００７２】得られた各鋼板について、光学顕微鏡およ
び透過型電子顕微鏡により表層下１ｍｍの位置の組織観
察および板厚中央部の組織観察を行なった。なお、これ
らの組織観察において、例えばマルテンサイトと下部ベ
イナイトとは、大まかには光学顕微鏡により、詳細には
透過型電子顕微鏡により薄膜サンプルを観察すれば炭化
物の析出形態の差異により判別可能である。

【００７３】また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１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
粒を現出させて板厚中央部における旧オーステナイト粒
展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。さらに、図１で説明し
たのと同様にして、硬度測定、シャルピー衝撃試験およ
び遅れ破壊試験を行なった。なお、本実施例において
は、上記の硬度測定により得られたブリネル硬さ値が３
００以上、シャルピー衝撃試験による吸収エネルギー値
が１７Ｊ以上、遅れ破壊試験による遅れ破壊発生応力拡
大係数値が９８０Ｎ／ｍｍ^３／２以上を全て満たすこと
を条件とした。

【００７４】以上調べた評価結果を表２に示す。

【００７５】

【表２】

【００７６】表２に示すように、特定の成分組成と特定
の製造条件とを満たした実施例１〜７の各鋼板は、いず
れも旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であ
り、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、板厚中
央部が焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイ
ト組織、またはこれらの混合組織であった。実施例１〜
７の各鋼材は、ブリネル硬さがいずれも３００以上であ
り、かつ吸収エネルギーがいずれも１７Ｊを大幅に上回
り、かつ遅れ破壊発生応力拡大係数がいずれも９８０Ｎ
／ｍｍ^３／２を大幅に上回ることから、優れた耐摩耗性
を有するのみならず、優れた靭性および耐遅れ破壊性を
も有する鋼材であることが判明した。

【００７７】これに対して、９００℃以下の温度域での
累積圧下率を５０％未満とした比較例１〜４の各鋼板
は、表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部
が焼戻しマルテンサイト組織、焼戻し下部ベイナイト組
織またはこれらの混合組織ではあるものの、旧オーステ
ナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚがいずれも２未満であった。
比較例１〜４の各鋼板は、ブリネル硬さが３００以上で
はあるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力
拡大係数がそれぞれ１７Ｊ未満、９８０Ｎ／ｍｍ ^３／２
未満となり、靭性および耐遅れ破壊性に劣ることが判明
した。

【００７８】また、焼戻し温度を特定した温度域の上限
値を超える７００℃とした比較例５の鋼板は、ｄＬ／ｄ
ｚが２以上、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、板厚
中央部が焼戻しマルテンサイトと焼戻し下部ベイナイト
の混合組織であった。この比較例５の鋼板は、ブリネル
硬さが３００を下回り、耐摩耗性に劣ることが判明し
た。

【００７９】比較例６の鋼板は、焼戻し操作を行なわ
ず、焼入れままとしたため、全板厚にわたりマルテンサ
イト単相組織であった。この比較例６の鋼板は、吸収エ
ネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が著しく低く
なり、靭性および耐遅れ破壊性に極めて劣ることが判明
した。

【００８０】鋼種Ｂの鋼組成に基づくＭｓ点を上回る焼
入れ停止温度とした比較例７の鋼板は、ｄＬ／ｄｚが２
以上であるものの、表層部が焼戻し下部ベイナイト組
織、板厚中央部が焼戻し下部ベイナイトと焼戻し上部ベ
イナイトとの混合組織であった。この比較例７の鋼板
は、ブリネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性に
著しく劣ることが判明した。

【００８１】焼入れ開始温度を鋼種Ｆの鋼組成に基づく
Ａｒ3点未満である６５０℃とした比較例８の鋼板は、
ｄＬ／ｄｚが２以上、板厚中央部が焼戻し下部ベイナイ
ト組織ではあるものの、表層部がフェライトと焼戻しマ
ルテンサイトとの混合組織であった。この比較例８の鋼
板は、ブリネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性
に著しく劣ることが判明した。

【００８２】鋼組成として特定範囲の下限値に満たない
Ｃ含有量とした鋼種Ｈを用いた比較例９の鋼板は、表層
部が焼戻しマルテンサイト組織、板厚中央部が焼戻しマ
ルテンサイトと焼戻し下部ベイナイト組織であり、ｄＬ
／ｄｚが２以上であった。この比較例９の鋼板は、ブリ
ネル硬さが３００を大幅に下回り、耐摩耗性に著しく劣
ることが判明した。

【００８３】比較例１０の鋼板は、９００℃以下の温度
域での累積圧下率を６５％としたため、圧延後のｄＬ／
ｄｚは２以上に十分展伸していたと考えられるが、圧延
後にオーステナイト域まで再加熱操作を行なったため、
焼入れ・焼戻し後に得られた鋼材におけるｄＬ／ｄｚは
１．２と２に満たなかった。この比較例１０の鋼板は、
ブリネル硬さおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が高い値
を示すものの、吸収エネルギーが１１Ｊと低くなり、靭
性に劣ることが判明した。

【００８４】

【発明の効果】以上説明した通り、本発明によれば、優
れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材ならび
にその製造方法が提供される。本発明の鋼材は、特別な
鋼組成の選定を行なうことなく、高い耐摩耗性を確保し
つつ靭性および耐遅れ破壊性を大幅に向上できる。この
ため、製造コストを大幅に低減できるとともに、土木機
械等の産業機械の信頼性向上や施工性向上等、産業に寄
与する効果が極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚと、ブリ
ネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大
係数の３つの特性との関係につきそれぞれ調べた結果を
示す特性線図。

【図２】９００℃以下の温度域で圧延したときの累積圧
下率と、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚとの関係
につき調べた結果を示す特性線図。

【図３】焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギー
および遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係
につきそれぞれ調べた結果を示す特性線図。

フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA02 CB02 CC03 CD06 CF01

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、
   Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
   ｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５
   ％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００
   ５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が
   鉄および不可避的不純物から実質的になり、 表層部が焼戻しマルテンサイト組織であり、内質部が焼
   戻しマルテンサイト組織および焼戻し下部ベイナイト組
   織から選ばれる１種の単相組織または２種の混合組織で
   あり、 肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延
   方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄ
   Ｚ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であ
   ることを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐
   摩耗鋼材。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎ
   ｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％および
   Ｖ：０．０１〜０．２％からなる群から選ばれる１種ま
   たは２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項
   １に記載の耐摩耗鋼材。
3. 【請求項３】 質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％
   をさらに含有することを特徴とする請求項１または２の
   いずれかに記載の耐摩耗鋼材。
4. 【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓ
   ｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
   ｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５
   ％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００
   ５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が
   実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製す
   る調製工程と、 前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積
   圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、 圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域からＭｓ
   点以下の温度域に焼入れする焼入れ工程と、 焼入れされた鋼材を２００℃以上６００℃以下の温度域
   で焼戻す焼戻し工程と、を備えたことを特徴とする靭性
   および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。
5. 【請求項５】 前記調製工程の鋼材は、質量％で、Ｃ
   ｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍ
   ｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％か
   らなる群から選択される１種または２種以上をさらに含
   有することを特徴とする請求項４に記載の製造方法。
6. 【請求項６】 前記調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴
   とする請求項４または５のいずれかに記載の製造方法。