JP2003171730A - 耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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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
Abstract
(57)【要約】
【課題】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％、Ｓ
ｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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（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。
ｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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（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
【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。
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。
【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。
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。
【０００３】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。
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。
【０００４】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。
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。
【０００５】具体的には、特開昭６０−５９０１９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、かつ直接焼入れした後、焼戻しを行ない、Ｍｎ含有
量低減による鋼材の硬度低下をＣｒ、Ｍｏ等の添加によ
って補償することが開示されている。
報には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎ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、Ｍｎ含有
量低減による鋼材の硬度低下をＣｒ、Ｍｏ等の添加によ
って補償することが開示されている。
【０００６】特開平１−２５５６２２号公報には、Ｎｂ
を添加し、かつ直接焼入れした後、高温焼戻しを行な
い、高温焼戻しによって生ずる硬度低下をＮｂ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。
を添加し、かつ直接焼入れした後、高温焼戻しを行な
い、高温焼戻しによって生ずる硬度低下をＮｂ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。
【０００７】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、このＭｎ
含有量低減による鋼材の硬度低下をＮｂの添加によって
補償し、かつＴｉを添加してＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物お
よびＴｉ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。
れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、このＭｎ
含有量低減による鋼材の硬度低下をＮｂの添加によって
補償し、かつＴｉを添加してＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物お
よびＴｉ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。
【０００８】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。
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。
【０００９】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。
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。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】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。
れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供することである。
【００１１】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。
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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐摩耗性
に優れた耐摩耗鋼材について鋭意研究を重ねた結果、オ
ーステナイト粒を形態制御し、かつマルテンサイト組織
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
須であっ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。
に優れた耐摩耗鋼材について鋭意研究を重ねた結果、オ
ーステナイト粒を形態制御し、かつマルテンサイト組織
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
須であっ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。
【００１３】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
％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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（ｄ
Ｌ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒
展伸度が２以上である耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材
である。
れたものであって、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０
％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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（ｄ
Ｌ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒
展伸度が２以上である耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材
である。
【００１４】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：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することが好ましい。
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％からなる群から選択される１種または２
種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１５】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：０．００５〜０．１％をさらに
含有することが好ましい。
いて、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに
含有することが好ましい。
【００１６】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：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
種以上と、Ｎｂ：０．００５〜０．１％とをさらに含有
することが好ましい。
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％からなる群から選択される１種または２
種以上と、Ｎｂ：０．００５〜０．１％とをさらに含有
することが好ましい。
【００１７】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
％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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調製す
る工程と、この鋼を加熱する工程と、該鋼を９００℃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。
鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０
％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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調製す
る工程と、この鋼を加熱する工程と、該鋼を９００℃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。
【００１８】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：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％か
らなる群より選択される１種または２種以上をさらに含
有することが好ましい。
摩耗鋼材の製造方法において、前記鋼は、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
らなる群より選択される１種または２種以上をさらに含
有することが好ましい。
【００１９】前記鋼は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％をさらに含有することが好ましい。
０．１％をさらに含有することが好ましい。
【００２０】前記鋼は、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％からなる群より選択さ
れる１種または２種以上と、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％とをさらに含有することが好ましい。
０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群より選択さ
れる１種または２種以上と、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％とをさらに含有することが好ましい。
【００２１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。
する。
【００２２】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。
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。
【００２３】（１）Ｃ：０．０５〜０．４０質量％
（２）Ｓｉ：０．１〜０．８質量％
（３）Ｍｎ：０．５〜２．０質量％
（４）Ｃｒ：０．１〜２．０質量％
（５）Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％
（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５質量％
（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０質量％
（８）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）〜（８）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。
（１）〜（８）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。
【００２４】（９）Ｃｕ：０．１〜１．０質量％
（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０質量％
（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０質量％
（１２）Ｖ：０．０１〜０．２質量％
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）〜（８）に示す範囲の各成分に加え、（９）〜
（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）〜（８）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い。
（１）〜（８）に示す範囲の各成分に加え、（９）〜
（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）〜（８）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い。
【００２５】（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１質量％
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。
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。
【００２６】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。
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。
【００２７】（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、０．４
０％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。
し、その含有量は０．０５％以上必要であるが、０．４
０％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。
【００２８】（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％を超えると、溶接性および
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。
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。Ｓｉ含有量は、好ましく
は、０．２５〜０．５５％である。
【００２９】（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。
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。
【００３０】（４）Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｃｒは、低コストで焼入れ性を向上させる働きを有す
る。０．１％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、０．２〜１．５
％である。
る。０．１％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、０．２〜１．５
％である。
【００３１】（５）Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
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。０．００
５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、
一方、０．１０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にあ
る。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０２
０％である。
るＢによる焼入れ性を確保する働きを有する。０．００
５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、
一方、０．１０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にあ
る。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０２
０％である。
【００３２】（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。
する。Ｂ含有量は、０．０００５％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。
【００３３】（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。
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。
【００３４】（８）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０．００５％を超えると、上記のＴｉ含有量範囲
における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％とす
る。
有量が０．００５％を超えると、上記のＴｉ含有量範囲
における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％とす
る。
【００３５】（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。
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。
【００３６】（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％未満ではそれらの効果が小
さく、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。
る。Ｎｉ含有量は、０．１％未満ではそれらの効果が小
さく、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。
【００３７】（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。
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。
【００３８】（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは、析出硬化し、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。
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。
【００３９】（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、圧延時の再結晶を抑制する。前記（１）〜（１
２）とは異なる作用を有し、オーステナイト粒の圧延に
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。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。
２）とは異なる作用を有し、オーステナイト粒の圧延に
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。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。
【００４０】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
（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄ
Ｌ）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。
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
（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄ
Ｌ）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。
【００４１】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ＪＩＳＧ 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、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。
は、例えば、日本工業規格ＪＩＳＧ 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、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。
【００４２】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ＨＢ１０／３
０００…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。
のは、所望の硬度（例えば、ブリネル硬さＨＢ１０／３
０００…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。
【００４３】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
（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図
から理解できる。
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
（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図
から理解できる。
【００４４】ここで用いた鋼材試料としては、質量％
で、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４
１％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：
０．２７％、Ｔｉ：０．０１１％、Ｂ：０．００１４
％、Ａｌ：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、ＪＩＳＺ 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（ＨＢ１０／３０００）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％ＮａＣｌ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４９０Ｎ／ｍｍ3／2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。
で、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４
１％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：
０．２７％、Ｔｉ：０．０１１％、Ｂ：０．００１４
％、Ａｌ：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、ＪＩＳＺ 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（ＨＢ１０／３０００）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％ＮａＣｌ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４９０Ｎ／ｍｍ3／2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。
【００４５】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。
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。
【００４６】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３５
０〜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。
ネル硬さも、旧オーステナイト粒展伸度によらず約３５
０〜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。
【００４７】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、かつ旧オーステナイト粒展伸度を２
以上としたマルテンサイト組織である鋼材は、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。
定の組成範囲とし、かつ旧オーステナイト粒展伸度を２
以上としたマルテンサイト組織である鋼材は、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。
【００４８】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。
耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。
【００４９】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）〜（８）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。
鋼材の製造方法は、まず、上記（１）〜（８）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。
【００５０】この鋼は、上記（１）〜（８）に示す範囲
の各成分元素に加え、上記（９）〜（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）〜（８）に示す範囲の各成分に加え、上
記（９）〜（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（１３）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）〜（８）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。
の各成分元素に加え、上記（９）〜（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）〜（８）に示す範囲の各成分に加え、上
記（９）〜（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（１３）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）〜（８）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。
【００５１】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。
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。
【００５２】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℃以下の温度で累積圧下率
５０％以上の圧延を行なう。
ついて、加熱した後、９００℃以下の温度で累積圧下率
５０％以上の圧延を行なう。
【００５３】上記圧延前の鋼の加熱温度としては、１０
５０〜１２５０℃であることが好ましい。上記加熱温度
を１０５０℃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℃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。
５０〜１２５０℃であることが好ましい。上記加熱温度
を１０５０℃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℃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。
【００５４】上記圧延条件として温度９００℃以下と設
定した理由は、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、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。
定した理由は、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、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。
【００５５】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ト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℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、
マルテンサイト組織とした鋼板である。
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ト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℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、
マルテンサイト組織とした鋼板である。
【００５６】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ト粒展伸度は、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℃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ト粒展伸度に形態制御できることが
わかる。
に伴って旧オーステナイト粒展伸度は、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℃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ト粒展伸度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点以下の温度まで直
接焼入れする。
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。
【００５８】ここで、上記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
（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％
−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。
（℃）＝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
（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％
−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。
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。
【００６０】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ＨＢ１０／３０００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℃／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。
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ＨＢ１０／３０００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℃／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。
【００６１】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ＨＢ１０／３０００…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。
硬度（例えば、ブリネル硬さＨＢ１０／３０００…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。
【００６２】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
℃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。
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
℃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。
【００６３】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。
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。
【００６４】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例とともに記載
する。
する。
【００６５】実施例１〜５、比較例１〜６
下記表１に示す鋼種Ａ〜Ｆの成分組成に調整した鋼を各
々溶製し、得られた鋼片を下記表２に示す条件にしたが
って水焼入れして板厚２０〜１００ｍｍの鋼板を各々作
製した。
々溶製し、得られた鋼片を下記表２に示す条件にしたが
って水焼入れして板厚２０〜１００ｍｍの鋼板を各々作
製した。
【００６６】
【表１】
【００６７】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、ＪＩＳ Ｇ ０
５５１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（ｄＺ）と、鋼板の圧延方向のオー
ステナイト粒径（ｄＬ）との比である旧オーステナイト
粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。
微鏡により組織観察を行なった。また、ＪＩＳ Ｇ ０
５５１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（ｄＺ）と、鋼板の圧延方向のオー
ステナイト粒径（ｄＬ）との比である旧オーステナイト
粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。
【００６８】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って硬
度測定と遅れ破壊試験とを行なった。
価のために、図１で説明したのと同様な手法によって硬
度測定と遅れ破壊試験とを行なった。
【００６９】これらの結果を下記表２に示す。
【００７０】
【表２】
【００７１】上記表２に示すように、前述した各成分を
特定範囲に調整し、９００℃以下の累積圧下率を５０％
以上とし、焼入れ開始温度をＡr3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〜
５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３００以上であって、かつ
遅れ破壊はいずれも１０００時間を経過しても発生しな
かった。このように実施例１〜５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。
特定範囲に調整し、９００℃以下の累積圧下率を５０％
以上とし、焼入れ開始温度をＡr3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〜
５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３００以上であって、かつ
遅れ破壊はいずれも１０００時間を経過しても発生しな
かった。このように実施例１〜５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。
【００７２】これに対し、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、
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３００以上と耐摩耗性を有してはいるものの、遅
れ破壊は２００〜４５０時間と、１０００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。
積圧下率を５０％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３００以上と耐摩耗性を有してはいるものの、遅
れ破壊は２００〜４５０時間と、１０００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。
【００７３】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１０００時間を経過しても発生
しなかったものの、ブリネル硬さ１７５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。
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１０００時間を経過しても発生
しなかったものの、ブリネル硬さ１７５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。
【００７４】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、５５０℃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、ベイナイト組織であった。この鋼板は、遅れ破壊が
１０００時間を経過しても発生しなかったものの、ブリ
ネル硬さ１９５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。
成に基づくＭs点を超える、５５０℃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、ベイナイト組織であった。この鋼板は、遅れ破壊が
１０００時間を経過しても発生しなかったものの、ブリ
ネル硬さ１９５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。
【００７５】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明によれば、優
れた耐遅れ破壊性を兼ね備えた耐摩耗鋼材が提供され
る。また、本発明によれば、このような耐遅れ破壊性を
有する耐摩耗鋼材を低コストで製造することができる。
したがって、本発明は、耐摩耗鋼の遅れ破壊防止による
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。
れた耐遅れ破壊性を兼ね備えた耐摩耗鋼材が提供され
る。また、本発明によれば、このような耐遅れ破壊性を
有する耐摩耗鋼材を低コストで製造することができる。
したがって、本発明は、耐摩耗鋼の遅れ破壊防止による
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１】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。
び遅れ破壊発生時間との関係を示す特性線図。
【図２】９００℃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。
と、旧オーステナイト粒展伸度との相関を示す特性線
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
CC02 CC03 CD06
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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（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耐遅れ破壊性を有す
る耐摩耗鋼材。 - 【請求項２】 前記鋼材は、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することを
特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊性を有する耐摩耗
鋼材。 - 【請求項３】 前記鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００
５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする請求項
１または２記載の耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材。 - 【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：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℃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
ることを特徴とする耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の
製造方法。 - 【請求項５】 前記鋼は、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％からなる群より
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記載の耐遅れ破壊性を有する耐摩耗
鋼材の製造方法。 - 【請求項６】 前記鋼は、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４
または５記載の耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材の製造
方法。
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|---|---|---|---|
| JP34869499A JP2003171730A (ja) | 1999-12-08 | 1999-12-08 | 耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法 |
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| AU17325/01A AU1732501A (en) | 1999-12-08 | 2000-12-07 | Wear-resistant steel product and method for production thereof |
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|---|---|---|---|
| JP34869499A JP2003171730A (ja) | 1999-12-08 | 1999-12-08 | 耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法 |
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1999
- 1999-12-08 JP JP34869499A patent/JP2003171730A/ja active Pending
-
2000
- 2000-12-07 AU AU17325/01A patent/AU1732501A/en not_active Abandoned
- 2000-12-07 WO PCT/JP2000/008649 patent/WO2001042523A1/ja unknown
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| AU1732501A (en) | 2001-06-18 |
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