JP2021172875A - 耐摩耗鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】寒冷地でも使用が可能な優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｃｕ：０．０１〜０．７０％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、Ｎ：０．０００１〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有する鋼片を１０００〜１３５０℃に加熱する工程、加熱された鋼片を、１０００℃以下、８２５℃超において２０％以上の圧下率で、次いで８２５℃以下、７３０℃以上において１０％以上の圧下率で熱間圧延する工程、熱間圧延された鋼板を５．０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却する工程、及び冷却した鋼板を８６０℃以上に再加熱し、その後焼入れする工程を含む耐摩耗鋼の製造方法。【選択図】なし

Description

本発明は、建設機械や産業機械等の耐摩耗性が要求される機械の構成部材として用いるのに適している、耐摩耗鋼の製造方法に関する。

機械の構成部材の耐摩耗性はその表面硬度に強く支配されるため、土木、鉱山用の建設機械や産業機械のような耐摩耗性が要求される機械の構成部材には高硬度鋼が用いられる。この高硬度鋼には、安定した耐摩耗性を有して長期の使用に耐えることができる特性が要求されている。また、近年では、寒冷地で用いられる建設機械や産業機械の需要が増加しており、このような寒冷地での使用に適した低温靭性を有する鋼材が要求されている。

特許文献１では、成分系を制御し、加熱後熱間圧延を行い、その後再加熱して加速冷却を行う、耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。

また、特許文献２では、成分系を制御し、直径５０ｎｍ以下の微細析出物を用いて、製造中にオーステナイト粒の成長を抑制する耐摩耗厚鋼板を製造する方法が提案されている。

さらに、特許文献３では、成分系を制御し、加熱後熱間圧延を行い、その熱間圧延の直後に加速冷却を適用する、低合金耐摩耗鋼板を製造する方法が提案されている。

そして、特許文献４では、成分系を制御し、加熱後にスラブ温度及び圧下率を制御して熱間圧延を行い、放冷、さらに再加熱して焼入れを行うことにより優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼板が製造可能であることが開示されている。

特開２０１２−２１４８９０号公報 特開２０１４−１９４０４２号公報 特表２０１６−５０９６３１号公報 国際公開第２０１９／１８１１３０号

しかし、特許文献１に記載の方法で製造された鋼板は、Ｃ含有量が多いことにより高靭化が難しい。また、特許文献１に記載の方法においては、熱間圧延時の圧延条件について十分な検討がされておらず、したがって、靭性の向上の観点で依然として改善の余地があった。さらに、特許文献１の実施例は、再加熱温度が低いものが多く、したがって、高い硬度を確保するという観点においても課題があった。

また、特許文献２では、鋼中に微細析出物を分散させることで、ピンニング効果によって再加熱中のオーステナイト粒の成長を抑制し、オーステナイト粒を微細化することが教示されている。しかし、このような微細析出物を鋼中に分散させる方法では、成分系の僅かな違いや再加熱温度の違いにより析出物の分散状態に大きな変動が生じるため、オーステナイト粒の安定的な微細化が難しく、必ずしも高靭化を達成できない。また、Ｐ含有量が必ずしも十分に低く抑えられておらず、さらに靭性の低下をもたらすことがある。

さらに、特許文献３に記載の方法で製造された鋼板は、Ｃ含有量が大きいことにより高靭化が難しい。また、低温での熱間圧延の直後に冷却（焼入れ）を行うことにより、鋼材組織に異方性が生じる事が、本発明者らの検討により明らかになっており、圧延方向に破壊を生じさせる場合の靭性が低くなるという問題がある。

そして、特許文献４に記載の耐摩耗鋼の製造方法では、一定以上のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを有する耐摩耗鋼を得ることができるものの、寒冷地でより安定的に使用可能な耐摩耗鋼とするために、より安定的に高いシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを得るという観点から、耐摩耗鋼の製造方法には更なる改善の余地があった。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、より高いシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを有する耐摩耗鋼を製造するための耐摩耗鋼の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．２０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．００％、
Ｐ：０．０１７％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜０．７０％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、及び
Ｎ：０．０００１〜０．００７０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有する鋼片を１０００〜１３５０℃に加熱する工程、
加熱された鋼片を、１０００℃以下、８２５℃超において２０％以上の圧下率で、次いで８２５℃以下、７３０℃以上において１０％以上の圧下率で熱間圧延する工程、
熱間圧延された鋼板を５．０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却する工程、及び
冷却した鋼板を８６０℃以上に再加熱し、その後焼入れする工程
を含むことを特徴とする、耐摩耗鋼の製造方法。
（２）前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％以下、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、及び
Ｚｒ：０．００５０％以下、
のうち、１種又は２種以上を含有する組成を有することを特徴とする、（１）に記載の耐摩耗鋼の製造方法。
（３）前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうち、１種又は２種以上を含有する組成を有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の耐摩耗鋼の製造方法。

本発明によれば、寒冷地でも使用が可能な優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼が得られる。

＜耐摩耗鋼の製造方法＞
一般には、鋼材の硬度を高くすると靭性が低下する傾向にあり、耐摩耗鋼のような高硬度な鋼材で低温靭性を確保することは容易ではない。本発明者らは、低温下でも高靭性を有する耐摩耗鋼を得るために、より具体的には、表層のブリネル硬さ：３６０〜５００、及び−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー：１５０Ｊ以上を有する耐摩耗鋼を得るために検討を重ねた結果、鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径を１５μｍ以下にすることが必要であることを知見した。

本発明者らは、旧オーステナイト粒径を微細化するために必要な製造条件を種々検討し、その結果、焼入れの際の再加熱時に、ベイナイトやマルテンサイトからオーステナイトに逆変態する際の核生成サイトを増やすことが本質的に重要であることを知見した。これは、オーステナイト逆変態の核生成サイトを著しく増加させることで、全体がオーステナイトへの逆変態を完了した際のオーステナイト粒を細粒化することができるためである。

そして、このオーステナイト逆変態の核生成サイトを増加させるためには、本発明者らは、熱間圧延時の温度と圧下率を制御することが重要であることを知見した。

すなわち、本発明の耐摩耗鋼においては、焼入れの際の再加熱時のオーステナイトの核生成サイトが、ベイナイトやマルテンサイトの旧オーステナイト粒界のような大角粒界であることが本発明者らの詳細な検討により判明している。熱間圧延時の温度と圧下率を制御することにより、熱間圧延時にオーステナイト粒径を微細化すれば、熱間圧延後に焼入れする際の再加熱時の単位体積当たりの大角粒界の面積を増加させることができる、言い換えればオーステナイト逆変態の核生成サイトを増加させることが可能となる。さらに、熱間圧延時のこのような制御により、鋼中に圧下歪を与えておくことで、結晶粒界に蓄積するエネルギーを増加させることができ、それによって逆変態を促進することができる効果もあると推定される。

以上のように、熱間圧延工程の温度及び圧下率を制御することで、核生成サイトを増加させることおよび鋼中への歪を付与することを実現した。しかしながら、熱間圧延工程の温度及び圧下率の制御のみでは、上述した旧オーステナイト平均結晶粒径を安定的に１５μｍ以下にすることは必ずしも可能でなかった。よって、他の方法で核生成サイトの増加、鋼中への歪付与を実現し、逆変態が完了した際のオーステナイト粒径をさらに細粒化することが要求される。そこで、本発明者らは、更なるオーステナイト粒径の細粒化を目指し更なる検討を行った結果、熱間圧延工程の温度及び圧下率に加え、熱間圧延後の冷却を放冷ではなく急冷制御することにより、これらを実現できることを知見した。

また、低温靭性を有する耐摩耗鋼を得るためには、旧オーステナイト平均結晶粒径の制御だけでは靭性の改善に十分ではなく、マルテンサイト及び下部ベイナイトを主体とした組織とする必要があることを、本発明者らは知見した。加えて、靭性向上には、各種合金の適切な組み合わせも必要である。

特に、微細なオーステナイト粒径を得た場合には、一般的に焼入れ性が低下する傾向にあり、焼入れを行っても耐摩耗鋼に必要な硬度が得られない場合があるため、Ｃｕ、Ｎｉの添加により、焼入れ性を高める必要があることを本発明者らは知見した。

以下、本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法について説明する。本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法は、鋼片を加熱する加熱工程、加熱した鋼片を熱間圧延する熱間圧延工程、熱延鋼板を冷却する冷却工程、及び冷却した鋼板を再加熱焼入れする再加熱焼入れ工程を含む。

本発明に係る耐摩耗鋼を製造するのに使用される鋼片の製造方法は特に限定されない。例えば、溶鋼の組成を調整した後、鋳造し、鋼片を得ることができる。鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましい。また、偏析の低減や、熱間圧延を行う前の加熱温度の均質性等を考慮すると、鋼片の厚みは３５０ｍｍ以下が好ましい。このような鋼片を、以下で説明する本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法において使用することができる。

（加熱工程）
加熱工程では、所定の組成を有する鋼片を１０００〜１３５０℃で加熱する。まず、鋼片の組成を限定した理由について説明する。本明細書において、成分含有量についての「％」は質量％を意味する。組成の説明において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「超」又は「未満」が用いられる場合を除き、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。

（Ｃ：０．１０〜０．３０％）
Ｃ（炭素）は、鋼の高硬度化に有効な元素であり、本発明では、硬度を確保するために、Ｃ含有量の下限を０．１０％とする。好ましいＣ含有量の下限は０．１１％であり、より好ましいＣ含有量の下限は０．１３％である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、本発明により製造される耐摩耗鋼の目標であるブリネル硬さ５００以下の範囲を満たさなくなる場合があり、したがって靭性が低下するので、Ｃ含有量の上限を０．３０％とする。靭性を向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．２５％とすることが好ましく、０．２０％とするのがより好ましい。

（Ｓｉ：０．０１〜１．２０％）
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸元素であり、固溶強化により硬度の向上にも寄与するため、本発明ではＳｉ含有量の下限を０．０１％とする。好ましくはＳｉ含有量の下限を０．１０％、より好ましくはＳｉ含有量の下限を０．２０％とする。ただし、Ｓｉ含有量が高すぎると靭性と溶接性が劣化するため、Ｓｉ含有量の上限を１．２０％とする。好ましくはＳｉ含有量の上限を０．８０％、より好ましくはＳｉ含有量の上限を０．７０％とする。

（Ｍｎ：０．０１〜２．００％）
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与するため、本発明ではＭｎ含有量の下限を０．０１％とする。より強度を高めるには、Ｍｎ含有量の下限を０．３０％とすることが好ましく、０．５０％にすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、靭性及び溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましい上限は１．５０％である。

（Ｐ：０．０１７％未満）
Ｐ（リン）は、一般に不純物として含有され、粒界に偏析し、脆性破壊の発生を助長するため、本発明ではＰ含有量を０．０１７％未満とする。０．０１７％以上になると靭性が著しく低下する。Ｐ含有量は可能な限り少ないことが好ましく、下限は規定しないが、例えば０％超、又は０．００１％以上であってもよい。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１３％以下である。

（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓ（硫黄）は、一般に不純物として含有され、ＭｎＳ等の硫化物を形成して靭性を低下させるため、本発明ではＳ含有量を０．０１０％以下とする。０．０１０％を超えると靭性が低下する場合がある。Ｓ含有量は可能な限り少ないことが好ましく、下限は規定しないが、例えば０％超、又は０．００１％以上であってもよい。好ましくは、Ｓ含有量は０．００７％以下である。

（Ｎｉ：０．０１〜１．００％）
Ｎｉ（ニッケル）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与するため、また、靭性の向上に寄与するため、０．０１％以上を含有させる。好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上、より好ましいＮｉ含有量は０．２０％以上である。Ｎｉの過剰な添加はコストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を１．００％とする。Ｎｉ含有量の上限は好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％である。

（Ｃｕ：０．０１〜０．７０％）
Ｃｕ（銅）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与するため、０．０１％以上を含有させる。好ましくはＣｕを０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上含有させる。しかし、Ｃｕの過剰な添加は、靭性低下や鋳造後の鋼片の割れや溶接性の低下をもたらすため、Ｃｕ含有量の上限を０．７０％とする。Ｃｕ含有量の上限は好ましくは０．６５％、より好ましくは０．６０％である。

（Ｃｒ：０．３０〜１．５０％）
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与するため、０．３０％以上を含有させる。好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．６０％以上のＣｒを含有させる。しかし、１．５０％を超えてＣｒを含有させると、靭性と溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量の上限を１．５０％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量の上限を１．３０％、より好ましくは、Ｃｒ含有量の上限を１．００％とする。

（Ａｌ：０．００１〜０．１００％）
Ａｌ（アルミニウム）は、本発明では脱酸元素として必要であり、脱酸の効果を得るため０．００１％以上、好ましくは０．０１０％以上を含有させる。一方、Ａｌを過剰に添加すると、Ａｌ酸化物が粗大化して脆性破壊の基点となり、靭性が低下するので、Ａｌ含有量の上限を０．１００％、好ましくは０．０９０％、より好ましくは０．０８０％とする。

（Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％）
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定する元素であり、本発明では、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％とする。また、ＴｉＮは、ピンニング効果によって熱間圧延前のオーステナイト粒を細粒化する効果を有するため、０．００５％以上のＴｉを含有させることが好ましく、０．００８％以上のＴｉを含有させることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靭性を損なうため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％とし、より好ましくは、Ｔｉ含有量の上限を０．０１５％とする。

（Ｎ：０．０００１〜０．００７０％）
Ｎ（窒素）は、ＴｉＮを形成し、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素であるため、Ｎ含有量の下限を０．０００１％、好ましくは０．００１０％、より好ましくは０．００２０％とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、靭性が低下し、鋳造時の表面割れや製造された鋼材の歪時効による材質不良の原因となるため、上限を０．００７０％とする。好ましくは、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とする。

硬度や靭性をより高めるために、さらに、Ｍｏ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭのうち１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｍｏ：０．８０％以下）
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与する元素である。本発明において、Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには０．０１％以上のＭｏ含有量が好ましく、より好ましくは０．０５％以上を含有させる。しかし、０．８０％を超えてＭｏを含有させると、靭性と溶接性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量の上限を０．８０％とする。より好ましくは、Ｍｏ含有量の上限を０．６０％とする。

（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇をもたらす元素であり、焼入性を上昇して靭性を向上させる元素である。本発明において、Ｂ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには０．０００１％以上を含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがより好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は靭性と溶接性を低下させるため、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。より好ましくはＢ含有量の上限を０．００１５％とする。

（Ｎｂ：０．０５０％以下）
Ｎｂ（ニオブ）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与する元素である。本発明において、Ｎｂ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上を含有させる。一方で、Ｎｂを過度に添加すると、靭性と溶接性を低下させるため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％、好ましくは０．０４０％とする。

（Ｖ：０．２０％以下）
Ｖ（バナジウム）は、焼入れ性の向上及び析出強化を通じて硬度の上昇に寄与する元素である。本発明において、Ｖ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには０．００１％以上を含有させることが好ましく、０．０１％以上含有させることがより好ましい。一方、Ｖの過剰な添加は靭性と溶接性を低下させるため、Ｖ含有量の上限を０．２０％、好ましくは０．１５％とする。

（Ｗ：０．５０％以下）
Ｗ（タングステン）は、焼入れ性の向上を通じて硬度の上昇に寄与する元素である。本発明において、Ｗ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには、０．００１％以上を含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上のＷを含有させる。しかし、Ｗの過剰な添加は靭性と溶接性を低下させるため、Ｗ含有量の上限を０．５０％、好ましくは０．４５％とする。

（Ｚｒ：０．００５０％以下）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、炭化物及び窒化物として析出し、鋼の析出強化に寄与する。本発明において、Ｚｒ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには０．０００１％以上の含有が好ましい。より好ましくは０．００１０％以上のＺｒを含有させる。一方、０．００５０％を超えてＺｒを含有させると、Ｚｒの炭化物及び窒化物の粗大化を招き、靭性が低下することがあるため、Ｚｒ含有量の上限を０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。

（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａ（カルシウム）は、硫化物の形態制御に有効な元素であり、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、靭性の向上に寄与する。本発明において、Ｃａ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには、０．０００１％以上のＣａを含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上のＣａを含有させる。一方、０．００５０％を超えてＣａを含有させると、靭性が低下することがあるため、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％とする。より好ましいＣａ含有量の上限は０．００３０％である。

（Ｍｇ：０．００５０％以下）
Ｍｇ（マグネシウム）は、母材靭性や溶接ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。本発明において、Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには、０．０００１％以上のＭｇを含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上のＭｇを含有させる。一方、０．００５０％を超えてＭｇを含有させると、効果が飽和すること、および靭性が低下することがあるため、Ｍｇ含有量の上限は０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。

（ＲＥＭ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）は、母材靭性や溶接ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。本発明において、ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、この効果をより確実に得るためには、０．０００１％以上のＲＥＭを含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上のＲＥＭを含有させる。一方、０．００５０％を超えてＲＥＭを含有させると、効果が飽和することから、ＲＥＭ含有量の上限は０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。

本発明により製造される耐摩耗鋼において、上記元素以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで「不純物」とは、耐摩耗鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する元素であって、本発明により製造される耐摩耗鋼に対して意図的に添加した元素ではないものを意味する。また、「不純物」とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明に係る耐摩耗鋼の特性に影響しないレベルで当該耐摩耗鋼中に含まれる元素をも包含するものである。

熱間圧延を行う前に上記組成を有する鋼片を１０００〜１３５０℃に加熱する。鋼片の加熱温度が１０００℃未満であると、合金元素を十分に固溶できなくなる場合があるので、下限を１０００℃とする。鋼片の加熱温度の下限は、好ましくは１０５０℃、より好ましくは１１００℃とする。一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して製造に支障が出るため、上限は１３５０℃とする。鋼片の加熱温度の上限は、好ましくは１３００℃、より好ましくは１２５０℃とする。加熱時間は、限定されないが、例えば、３０分間〜６００分間としてもよい。

尚、この加熱を行う前に、合金元素の固溶や偏析の低減を目的とした１１００℃以上、１３５０℃以下の加熱を適用しても良い。

（熱間圧延工程）
本発明では、熱間圧延後の旧オーステナイト粒の細粒化と扁平化により、再加熱時のオーステナイト核生成の密度を上げるために、加熱された鋼片を、１０００℃以下、８２５℃超において２０％以上、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上、さらに好ましくは３５％以上の圧下率で熱間圧延を行う。この圧下率が２０％を下回ると、熱間圧延後の旧オーステナイト粒の微細化が不十分になり靭性が低下する場合がある。なお、再加熱焼入れ時の過度なオーステナイト粒径の微細化による焼入れ性の低下を防ぐため、１０００℃以下、８２５℃超における圧下率の上限は７５％以下とすることが好ましい。また、熱間圧延後及び冷却後に圧下歪を残して、再加熱時のオーステナイト核生成の密度を上げるために、さらに８２５℃以下、７３０℃以上（すなわち８２５℃〜熱間圧延終了時の温度まで）において１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上の圧下率で熱間圧延を行う。この圧下率が１０％を下回ると、熱間圧延後の旧オーステナイト粒の微細化が不十分になり靭性が低下する場合がある。なお、再加熱焼入れ時の過度なオーステナイト粒径の微細化による焼入れ性の低下を防ぐため、８２５℃以下、７３０℃以上における圧下率の上限は８０％とすることが好ましい。さらに、この熱間圧延での圧延温度が７３０℃未満になる、すなわち熱間圧延終了時の温度が７３０℃未満になると生産性が低下する場合がある。

（冷却工程）
次いで、熱間圧延された鋼板を５．０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却する。当該平均冷却速度は、好ましくは６．０℃／秒以上、より好ましくは７．０℃／秒以上である。また、冷却停止温度は、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２５０℃以下である。平均冷却速度が５．０℃／秒未満であると、鋼中の歪量が不十分になるため核生成サイトを十分増加させることができない。また、冷却停止温度が３５０℃超であっても同じく歪量が不十分になり核生成サイトを十分増加させることができない。５．０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却すれば、熱間圧延工程で鋼中に十分な歪を付与でき核生成サイトを増加させることができる。この結果、次工程である再加熱・焼入れ工程の再加熱の際に、オーステナイトへ逆変態したオーステナイト粒を細粒化することができる。本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法では、５．０℃／秒以上の平均冷却速度は、典型的に水冷により達成することができ、放冷では当該平均冷却速度を達成するのは困難である。

（再加熱・焼入れ工程）
次に、熱間圧延後に冷却した鋼板を、８６０℃以上の温度に再加熱して、その後加速冷却することで焼入れする。再加熱温度が８６０℃未満となると、合金元素の固溶が不十分になり、かつオーステナイト逆変態が１００％完了せず焼入れ性が低下する可能性があるので、再加熱温度の下限は８６０℃とする。再加熱温度は、好ましくは８８０℃以上、より好ましくは９００℃以上である。再加熱温度が高過ぎると、オーステナイト粒の粗大化により焼入れ後の靭性が低下する可能性があるので、再加熱温度の上限は９３０℃以下が好ましい。焼入れの際の平均冷却速度は５．０℃／秒以上で行うことが、硬度と靭性を確保する上で好ましい。

本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法において得られる耐摩耗鋼の板厚は、特に限定されない。例えば、板厚は、１５ｍｍ以上、２０ｍｍ以上、３０ｍｍ以上、又は４０ｍｍ以上であり、１００ｍｍ以下、９０ｍｍ以下、８０ｍｍ以下、又は７０ｍｍ以下であってもよい。本発明によれば、熱間圧延時の温度と圧下率を制御し、圧延後の平均冷却速度を高め、さらに再加熱焼入れの温度を制御することで、板厚にかかわらず、旧オーステナイト粒を適切に微細化し十分な焼入れ性を確保することができる。より具体的には、熱間圧延時の温度と圧下率を制御して熱間圧延を行い、５．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却後、８６０℃以上の温度で再加熱することで、オーステナイト逆変態の核生成サイトを顕著に増加させることができる。その結果、オーステナイトへの逆変態が完了した後に、鋼材の内部における旧オーステナイト粒をより微細化することが可能となる。この効果は、鋼板の板厚に関係なく得ることができ、例えば従来では難しかった板厚が大きい場合（例えば１５ｍｍ以上。特に、４０ｍｍ以上）でも適用できる。耐摩耗鋼の形状を特に限定する必要はないが、鋼板としてもよい。

以上の条件で熱間圧延、冷却及び再加熱焼入れされて製造された耐摩耗鋼は、優れた硬度及び低温靭性を有する。具体的には、そのような耐摩耗鋼は、表層のブリネル硬さが３６０〜５００となり、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となる。また、本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法は、高度な製鋼技術を必要とせず、製造負荷低減、工期の短縮を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、建設機械の信頼性を向上させることができる等、産業上の貢献が極めて顕著である。

［耐摩耗鋼の物性］
次に、本発明の製造方法により製造される耐摩耗鋼の組織分率及び旧オーステナイト平均結晶粒径について説明する。通常、板厚の厚い鋼材（鋼板）では、その鋼材の板厚方向における平均的な特性が現れる鋼材の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置において物性評価がされることが多い。再加熱焼入れ時の平均冷却速度は、鋼板の表層の方が鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置より速いため、表層におけるマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積分率は、鋼材の表面から厚さ方向に１／４の位置におけるそれらの面積分率よりも高くなる傾向にある。したがって、表層における靭性は、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の靭性より向上する傾向であるため、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における靭性が高ければ、表層における靭性に関して、製品の使用上は問題ない。同様に、表層におけるマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積分率は、鋼材の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置におけるそれらの面積分率よりも高いため、表層は硬さがより高くなる傾向にある。したがって、鋼材の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における組織の５０面積％以上がマルテンサイト及び下部ベイナイトの１種又は２種であれば、本発明により製造される耐摩耗鋼において所望の表層のブリネル硬さが担保される。

（組織分率）
本発明により製造される耐摩耗鋼は、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における組織の５０面積％以上、好ましくは６０面積％以上、より好ましくは７０面積％以上、さらに好ましくは８０面積％以上がマルテンサイト及び下部ベイナイトの１種又は２種となる。マルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率の合計が５０面積％未満となると、靭性が低下する。また、マルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率の合計の上限は、特に限定されず、１００面積％以下であればよい。その組織分率の決定は、鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置から採取した鋼片をナイタール溶液で腐食させて電子顕微鏡で観察することにより行われる。具体的には、腐食させた鋼片を電子顕微鏡で撮影した画像に、１０μｍ間隔で縦横に２０本×２０本の直線を引き、その格子点の位置の組織がマルテンサイト、下部ベイナイト、又は上部ベイナイトであるかどうかを判定し、次いで、その判定の結果から、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置におけるマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積分率（面積％）を算出する。ここで、本明細書において、「上部ベイナイト」は、セメンタイトがラスの界面（ラス間）に存在しているもの、「下部ベイナイト」は、セメンタイトがラスの内部に存在しているものをいう。ラスとは、マルテンサイト変態またはベイナイト変態により旧オーステナイト粒界内に生成される金属組織をいう。

（旧オーステナイト平均結晶粒径）
本発明の製造方法により製造される耐摩耗鋼は、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径が５μｍ以上、１５μｍ以下となる。当該旧オーステナイト平均結晶粒径の上限は、好ましくは１４μｍ、より好ましくは１３μｍ以下である。旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超えると、靭性が低下する。また、旧オーステナイト平均結晶粒径が５μｍ未満となると、焼入れ性が低下して強度を担保できなくなる。その組織における旧オーステナイト平均結晶粒径の決定には切断法（ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３）を採用する。具体的には、まず、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置から採取した鋼片をピクリン酸溶液で腐食することで旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡で撮影する。次いで、撮影した画像に、２ｍｍ〜１０ｍｍの長さの直線（複数に分割されていても良い）を引き、直線が分断する結晶粒界の数を数えることで、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径を算出する。

（表層のブリネル硬さ）
鋼の硬度は表層のブリネル硬さで示され、本発明により製造される耐摩耗鋼の表層のブリネル硬さは３６０〜５００の範囲に含まれる。「表層のブリネル硬さ」とは、鋼材表面から厚さ方向に１ｍｍの位置で測定した３点のブリネル硬さの平均値である。ブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４３：２００８に準拠し、圧子の直径１０ｍｍの超硬合金球を用いて３０００ｋｇｆの試験力で行う（ＨＢＷ１０／３０００）。本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法において、ブリネル硬さの下限は、好ましくは３７０以上、より好ましくは３８０以上、さらに好ましくは３９０以上、最も好ましくは４００以上である。また、ブリネル硬さの上限は、例えば、４８０、４６０又は４５０であってもよい。

（−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）
鋼の靭性は、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーで示すことができる。例えば、−４０℃でのシャルピー衝撃試験で評価した場合は、本発明により製造される耐摩耗鋼の吸収エネルギーは１５０Ｊ以上、好ましくは１６０Ｊ以上、より好ましくは１７０Ｊ以上、さらに好ましくは１８０Ｊ以上である。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に準拠し、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置から採取したシャルピー試験片を使用して、低温靭性を評価するために−４０℃で実施する。

本発明により製造される耐摩耗鋼、すなわち、上述の組成を有し、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における組織の５０面積％以上がマルテンサイト及び下部ベイナイトの１種又は２種であり、かつ表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径が５μｍ以上、１５μｍ以下である耐摩耗鋼は、１５０Ｊ以上の、−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを有する。また、厚さの１／４の位置におけるマルテンサイトと下部ベイナイトの組織分率が５０面積％以上であるため、再加熱焼入れ時の平均冷却速度の速い表層では３６０〜５００のブリネル硬さを有する。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金元素を添加して組成を調整し、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。このようにして得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、冷却した後に再加熱焼入れを行い、鋼試料を製造した。表１に示した各元素の含有量は、製造後の鋼から採取した試料を化学分析して求めたものである。

製造の際の鋼片の加熱温度、熱間圧延等の製造条件、製造した試料の表層のブリネル硬さ、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置におけるマルテンサイト又は下部ベイナイトの組織分率、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径、及び表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの値を、それぞれ表１に示す。

表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における組織のマルテンサイト又は下部ベイナイトの組織分率は、上述したように、鋼片をナイタール溶液で腐食して電子顕微鏡で観察することにより判定することができる。具体的には、電子顕微鏡で撮影した画像に、１０μｍ間隔で縦横に２０本×２０本の直線を引き、その格子点の位置の組織がマルテンサイト、下部ベイナイト、又は上部ベイナイトであるかどうかを判定し、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計分率を面積％で算出した。上部ベイナイトは、セメンタイトがラスの界面（ラス間）に存在しているもの、下部ベイナイトは、セメンタイトがラスの内部に存在しているものとしてそれぞれの面積率を算出した。

表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における旧オーステナイト平均結晶粒径は、上述したように、鋼片をピクリン酸溶液で腐食することで旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡で撮影した画像に、２ｍｍ〜１０ｍｍの長さの直線（複数に分割されていても良い）を引き、直線が分断する結晶粒界の数を数えることで旧オーステナイト平均結晶粒径を算出した。

シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に準拠し、−４０℃で行った。ブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ２２４３：２００８に準拠し、圧子の直径１０ｍｍの超硬合金球を用いて３０００ｋｇｆの試験力で行った（ＨＢＷ１０／３０００）。

本発明の製造方法により製造される耐摩耗鋼の硬度及び靭性の目標値は、表層のブリネル硬さが３６０〜５００、−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である。

表２に示すように、本発明例である製造Ｎｏ．１〜４、Ｎｏ．６〜８、Ｎｏ．１０〜１１、Ｎｏ.１４〜１５、Ｎｏ．１７〜１８、Ｎｏ．２１〜２７は、組成、加熱温度、１０００℃以下、８２５℃超での熱間圧延での圧下率、８２５℃以下、７３０℃以上での熱間圧延での圧下率、平均冷却速度、冷却停止温度及び再加熱温度が本発明の範囲を満たしていた。その結果として、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置のマルテンサイト又は下部ベイナイトの組織分率が５０面積％以上、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、したがって、表層のブリネル硬さが本発明の目標値である３６０〜５００の範囲内であり、−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが本発明の目標値である１５０Ｊ以上を満たしていた。

一方、表２の製造Ｎｏ．５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１９〜２０、及びＮｏ．２８〜４６は、表層のブリネル硬さ、−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーのいずれか又は両方が、上記の目標を満たさなかった。

製造Ｎｏ．５は圧延後の水冷が無く放冷であったため、平均冷却速度が遅く、旧γ粒径が大きくなっている。その結果、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９８Ｊと、本発明の目標値より低くなっている。製造Ｎｏ．９も、圧延後の平均冷却速度が遅いので、旧γ粒径が大きなっており、その結果、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが９７Ｊと、本発明の目標値より低い値になっている。

製造Ｎｏ．１２は、１０００℃以下、８２５℃超での圧下率が低かったため、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超え、それによって−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標を満足しなかった例である。

製造Ｎｏ．１３は、８２５℃以下、７３０℃以上での圧下率が低かったため、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超え、それによって−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標を満足しなかった例である。

製造Ｎｏ．１６は、再加熱温度が８６０℃未満であったため、焼入れ性が低下し、マルテンサイト又は下部ベイナイトの組織分率が５０面積％未満となり、さらに、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超え、それによって、表層のブリネル硬さ及び−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標を満足しなかった例である。

製造Ｎｏ．１９は、圧延後の平均冷却速度が遅かったため、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超え、それによって−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標を満足しなかった例である。

製造Ｎｏ．２０は、冷却停止温度が高かったため、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５μｍを超え、それによって−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標を満足しなかった例である。

製造Ｎｏ．２８はＣ含有量が少なく、表層のブリネル硬さが目標に満たなかった例である。また、製造Ｎｏ．２９はＣ含有量が多く、表層のブリネル硬さ及び−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標値に達しなかった例である。製造Ｎｏ．３０はＳｉ含有量が多く、製造Ｎｏ．３２はＭｎ含有量が多く、製造Ｎｏ．３３はＰ含有量が多く、製造Ｎｏ．３４はＳ含有量が多く、製造Ｎｏ．３６はＣｕ含有量が多く、製造Ｎｏ．３９はＣｒ含有量が多く、製造Ｎｏ．４０はＭｏ含有量が多く、製造Ｎｏ．４１はＶ含有量が多く、製造Ｎｏ．４２はＮｂ含有量が多く、製造Ｎｏ．４３はＴｉ含有量が多く、製造Ｎｏ．４４はＡｌ含有量が多く、製造Ｎｏ．４５はＮ含有量が多く、製造Ｎｏ．４６はＢ含有量が多かったため、いずれの鋼試料においても、−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが目標値に達しなかった例である。製造Ｎｏ．３１はＭｎ含有量が少なく、製造Ｎｏ．３５はＣｕ含有量が少なく、製造Ｎｏ．３７はＮｉ含有量が少なく、製造Ｎｏ．３８はＣｒ含有量が少なかったため、いずれの鋼試料においても、表層のブリネル硬さが目標値に達しなかった例である。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．２０％、
   Ｍｎ：０．０１〜２．００％、
   Ｐ：０．０１７％未満、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜０．７０％、
   Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、及び
   Ｎ：０．０００１〜０．００７０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有する鋼片を１０００〜１３５０℃に加熱する工程、
   加熱された鋼片を、１０００℃以下、８２５℃超において２０％以上の圧下率で、次いで８２５℃以下、７３０℃以上において１０％以上の圧下率で熱間圧延する工程、
   熱間圧延された鋼板を５．０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却する工程、及び
   冷却した鋼板を８６０℃以上に再加熱し、その後焼入れする工程
   を含むことを特徴とする、耐摩耗鋼の製造方法。
2. 前記鋼片が、さらに、質量％で、
   Ｍｏ：０．８０％以下、
   Ｂ：０．００３０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｖ：０．２０％以下、
   Ｗ：０．５０％以下、及び
   Ｚｒ：０．００５０％以下、
   のうち、１種又は２種以上を含有する組成を有することを特徴とする、
   請求項１に記載の耐摩耗鋼の製造方法。
3. 前記鋼片が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、及び
   ＲＥＭ：０．００５０％以下
   のうち、１種又は２種以上を含有する組成を有することを特徴とする、
   請求項１または請求項２に記載の耐摩耗鋼の製造方法。