JP6691967B2 - 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法に関するものである。本発明は、大韓民国特許出願第１０−２０１５−０１７９００９号公報を優先権主張の基礎とし、その内容全体を本発明に参考として取り込む。

鉱山用ダンプトラック、建設用重装備、土建装備などの産業機器を製造する分野では、必ずしもこれに制限されるものではないが、ブリネル硬度４５０以上の高い硬度を有する耐摩耗鋼に対する需要が高い。

耐摩耗鋼は、基本的に表面硬度が高くなければならないが、マルテンサイト系高硬度鋼は、高い硬度だけでなく、高い降伏強度及び引張強度も有しているため、構造材及び輸送／建設機械などの用途として広く用いられている。

ところで、一般にマルテンサイト系高硬度鋼を製造するためには、いわゆる焼入れ性（ｑｕｅｎｃｈａｂｉｌｉｔｙ）を確保するために高炭素であり、合金元素を多量に含む成分系を有しており、且つ製造工程に焼入れ過程が必須に含まれる。

しかし、従来のマルテンサイト鋼は、成分に炭素と合金元素とを多量に含んでいるため、溶接性と低温靭性とに悪影響が及ぶだけでなく、鋼材を所望のサイズに切断する際に発生する切断部の割れに対する耐性、即ち、耐切断割れ性が悪くなるという問題がある。

本発明の一側面は、耐摩耗鋼であって、靭性などに悪影響を及ぼすＣなどの合金元素の添加量を相対的に減少させながら、高い靭性及び耐切断割れ性を有する高硬度耐摩耗鋼を提供することにある。

また、本発明の他の側面は、上述の高硬度耐摩耗鋼を効率的に製造することができる製造方法を提供することにある。

本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本明細書の全体的な内容から本発明の更なる課題を理解するのに何の困難もない。

本発明の一側面による高硬度耐摩耗鋼は、重量比で、Ｍｎ：２．１〜４．０％、Ｃ：０．１５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜０．７％、残部Ｆｅ、及びその他の不可避不純物からなる組成を有し、旧オーステナイト結晶粒度が２５μｍ以下であり、マルテンサイトが主組織である微細構造を有し、Ａｃ３−Ａｃ１が１００℃以下であるという条件を満たす。

本発明の他の側面による高硬度耐摩耗鋼の製造方法は、重量比で、Ｍｎ：２．１〜４．０％、Ｃ：０．１５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜０．７％、残部Ｆｅ、及びその他の不可避不純物からなる組成を有するスラブを熱間圧延して鋼板を得る段階と、上記鋼板を３℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで焼入れする段階と、上記急冷した鋼板をオーステナイト温度領域に再加熱する段階と、上記再加熱された鋼板を３℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで２次焼入れする段階と、を含む。

上述のように、本発明は、鋼中のＣ含量を適正化する代わりにＭｎの含量を高め、且つ結晶粒を超微細化することにより、鋼の硬度を４５０ＨＢ級に維持しながら、高い靭性及び耐切断割れ性を有する鋼材を提供することができる。

本発明の効果は上述の内容に限定されず、本発明の更なる効果は、明細書の更なる内容から十分に理解することができる。

ガス切断時に形成される熱影響部に対してＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析を行った結果を示した図である。 実施例１から得られた発明例１、比較例１、及び比較例２の組織を観察した顕微鏡写真である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明は、耐摩耗鋼の低温靭性を確保するために、鋼材のＣ含量を適正範囲に調整し、Ｍｎを多量に添加して焼入れ性を確保する。また、合金成分を適宜制御して耐切断割れ性を確保する。以下、本発明の組成について説明する。

本発明の耐摩耗鋼は、重量比で、Ｍｎ：２．１〜４．０％、Ｃ：０．１５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜０．７％、残部Ｆｅ、及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。本発明において、各成分の含量は、特に他の基準であることを表示しない限り、重量を基準として表示したものであることに留意する必要がある。

Ｍｎ：２．１〜４．０％
Ｍｎ（マンガン）は、マルテンサイトを安定化させ、且つ高い表面硬度を得るために添加される元素である。本発明では、かかる効果を得るために、Ｍｎを２．１％以上添加する。Ｍｎの含量が不足する場合は、フェライトまたはベイナイトが生成し易くなり、表層部の高い硬度を得ることが困難になる。但し、その含量が４．０％を超える場合には、溶接性及び耐切断割れ性が著しく低下するだけではなく、鋼材の製造原価が低下するという問題が発生することがある。従って、本発明では、Ｍｎの含量を２．１〜４．０％の範囲で添加する。

Ｃ：０．１５〜０．２％
Ｃ（炭素）は、Ｍｎと共に鋼材の表層部の硬度を確保するために必要な元素である。但し、その量が過剰である場合は、靭性及び溶接性を低下させるという問題があるため、適切な範囲内に制御する必要がある。本発明では、表層部の硬度を十分に確保するために、Ｃを０．１５％以上添加するが、過剰に添加した場合には靭性や溶接性などが低下するため、その含量の上限を０．２０％に制限する。

Ｓｉ：０．０２〜０．５％
Ｓｉ（ケイ素）は脱酸剤としての役割を担い、固溶強化により強度を向上させる元素として作用する。また、製造工程上、極少量まで含量を減少させることができないため、Ｓｉ含量の下限を０．０２％と定める。但し、その含量が高すぎる場合には、溶接部はもちろん、母材の靭性も低下させるため、Ｓｉ含量を０．５％以下に制限する。

Ｃｒ：０．２〜０．７％
Ｃｒ（クロム）は、鋼に含まれると、鋼の硬化能を上昇させる役割をする元素であって、焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）時にマルテンサイトの確保を容易にする。また、本発明の耐摩耗鋼では、その含量が増加するほど低温衝撃靭性を向上させ、相変態温度であるＡｃ１とＡｃ３との間の間隔を狭めて耐切断割れ性を高める役割をする。かかるＣｒの有利な効果を得るためには、その含量は０．２％以上含まれることが有利である。但し、その量が過剰である場合には、溶接性を低下させ、且つ製造原価を上昇させる恐れがあるため、Ｃｒ含量の上限は０．７％と定めることができる。

また、本発明の耐摩耗鋼は、上述の合金元素の他に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．１％以下を更に含むこともできる。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂ（ニオブ）は固溶、析出硬化効果により鋼材の強度を高め、且つ結晶粒を微細化させて衝撃靭性を向上させる元素であって、必要に応じて添加することができる。但し、その含量が過剰である場合には、粗大な析出物が形成されて硬度と衝撃靭性をむしろ劣化させるため、その含量を１．０％以下に制限することができる。

Ｂ：０．０２％以下
Ｂ（ホウ素）は、少量の添加でも材料の焼入れ性を効果的に高める元素であって、結晶粒界の強化により粒界破壊を抑制する効果があるため、必要に応じて添加して使用することができる。但し、その含量が過剰である場合には、粗大な析出物の形成などにより靭性と溶接性が低下するため、その含量は０．０２％以下に限定することが好ましい。

Ｔｉ：０．１％以下
鋼材に不可避に含まれる不純物元素としてＮ（窒素）が挙げられるが、ＮはＢと結合してＢの効果を減少させるという悪影響を及ぼす。Ｔｉ（チタン）は、かかるＮによるＢの効果減少を抑制してＢの添加効果を最大化させる効果がある元素である。即ち、Ｔｉは、鋼中に存在するＮと反応してＴｉＮを形成することにより、ＢＮの形成を抑制する作用をする。それだけでなく、ＴｉＮは、オーステナイト結晶粒を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）させて結晶粒の粗大化を抑制させる効果も有する。従って、本発明では、必要に応じてＴｉを鋼中に添加することができる。但し、Ｔｉの添加量が過剰である場合には、粗大な析出物が形成されて靭性や溶接性を低下させる恐れがあるため、その含量は０．１％以下に制限することができる。

本発明の残りの成分はＦｅ（鉄）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、本発明の耐摩耗性鋼ではこれを特に排除しない。これらの種類については、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本発明ではその種類と含量を特に制限しない。

本発明の耐摩耗鋼は、耐切断割れ性を高めるために、上述の成分系の他にＡｃ３−Ａｃ１の値を１００℃以下に制限することができる。
本発明の発明者らが研究した結果によると、ガス切断時に発生する切断割れは、一種の水素誘起割れであって、熱影響部（特に、Ｉｎｔｅｒ Ｃｒｉｔｉｃａｌ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＩＣＨＡＺ）に生じる残留応力が大きいほどよく発生するという特徴がある。つまり、熱影響部の残留応力を低減させることが耐切断割れ性を高める一つの手段となるため、本発明ではＡｃ３−Ａｃ１の値を調節することを提案する。
Ａｃ３は冷却時にオーステナイトで初析フェライトが発生し始める温度を意味し、Ａｃ１は、組織が完全にフェライトに変態する温度を意味する。本発明者らの研究結果によると、Ａｃ３−Ａｃ１の値を調節した場合には、ＩＣＨＡＺの残留応力を著しく低減させることができ、この部分における割れの発生を低減させることができる。その理由は、Ａｃ３−Ａｃ１値が大きいということは、オーステナイト及びフェライトの二つの組織が共存する領域の温度範囲が広いことを意味し、それにより、切断後の冷却時にオーステナイト及びマルテンサイトの二つの組織が存在するＩＣＨＡＺが大きくなり、従って、二つの組織間の体積変化の差により内部に大きな応力が残留するためである。
図１はガス切断時に形成される熱影響部に対してＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析を行った結果を示したものである。図面の上部には、溶接熱影響部の組織を観察したＫｅｒｎａｌ ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ｍａｐを示し、その下部には残留応力が集中する領域を示した。図面から分かるように、本発明者らはＩＣＨＡＺが最も濃く表示されていることを見出し、それにより残留応力がＩＣＨＡＺに集中していることが分かった。つまり、ＩＣＨＡＺの大きさを減少させる効果があるＡｃ３−Ａｃ１値を１００℃以下に制御した場合には、優れた耐切断割れ性が得られる。

従って、本発明の一実現例では、上記Ａｃ３−Ａｃ１の値を１００℃以下に制限することができる。

また、本発明の他の一側面による耐摩耗鋼は、表面の旧オーステナイト粒度が２５μｍ以下であり、マルテンサイトが主組織として含まれる内部構造を有する。本発明において「主組織」とは、面積分率で占有率が最も高い組織を意味する。一実現例によると、本発明の耐摩耗鋼は、マルテンサイトを面積分率で９５％以上含むことができる。即ち、微細な粒度のマルテンサイトは、低温靭性を向上させる効果を有する。また、高い硬度と優れた耐摩耗性を有するためには、マルテンサイトの分率は９５％以上であることが好ましい。本発明において旧オーステナイト結晶粒度は、ピクリン酸腐食液で腐食した組織を光学顕微鏡（例えば、倍率２００倍のもの）で観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１の規定に準拠して求めた値を用いることができる。

特に、本発明の耐摩耗鋼は、結晶粒度が微細で優れた靭性を有するものであって、靭性の確保のために追加の焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）工程を行う必要がない。つまり、本発明の耐摩耗鋼のマルテンサイトには、焼戻しの結果として形成される炭化物系析出物が実質的に存在しない。従って、本発明においてマルテンサイトが炭化物系析出物を含まないことは、「実質的に」含まないことを意味することに留意する必要がある。

本発明の一実現例において鋼板の厚さは、中心部の硬度を４００ＨＢまで確保できる８０ｍｍ以下の範囲とすることができる。厚さが薄くなるほど冷却が容易となり硬度の確保に有利であるため、厚さの下限は特に定めない。但し、本発明の一実現例によると、耐摩耗鋼が熱間圧延によって製造されるという点を考慮すると、耐摩耗鋼の厚さは３ｍｍ以上に定めることができる。

かかる条件を満たす本発明の耐摩耗鋼は、ブリネル硬度を基準に４２０〜４８０の値を有することができ、−４０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーが３５Ｊ以上と、優れた靭性を有することができる。また、本発明の他の一実現例によると、本発明の耐摩耗鋼は、例えば１１ｍｍの厚さに製造した鋼板をガス切断時に予熱しない条件及び５００ｍｍ／ｍｉｎの切断速度の条件で４００ｍｍ以上切断した後、一週間以上経過した後でも切断割れが発生しないという耐切断割れ性を有することができる。特に、本発明の耐摩耗鋼は、摩耗性を高めるために耐摩耗鋼に通常添加されるＭｏ、Ｎｉなどの合金元素を実質的に添加しなくても、高い耐摩耗性を有することができるだけでなく、靭性及び耐切断割れ性に優れるという効果を有する。

必ずしもこれに制限されるものではないが、本発明の耐摩耗鋼を製造するための一つの有利な方法を提案すると、次の通りである。即ち、本発明の耐摩耗鋼の製造方法は、鋼材を熱間圧延した後、直ちに焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行ってマルテンサイトを得て、その後、これをオーステナイト温度領域まで加熱してから再び焼入れする過程によって製造することができる。各過程をより詳細に説明すると、次の通りである。

熱間圧延過程
熱間圧延過程は、通常の方法により行うことができる。但し、後続の焼入れ工程に適合するように、熱間圧延終了温度は、表面部を基準にＡｒ３〜９００℃の範囲に定めることができる。即ち、Ａｒ３未満の温度まで熱間圧延を行うと、鋼材の内部に過剰のフェライトが形成されて、後続の焼入れ工程で意図する組織が得られないという問題が発生することがあるため、熱間圧延終了温度はＡｒ３以上とすることができる。本発明の一実現例では、上記熱間圧延終了温度は８００℃以上に定めることもできる。また、熱間圧延終了温度が高すぎる場合には、焼入れ前のオーステナイトの結晶粒サイズが粗大となって、得られるマルテンサイトのパケットサイズが十分に微細化し難くなるため、上記熱間圧延終了温度は９００℃以下に定めることができる。

熱間圧延直後焼入れ（Ｄｉｒｅｃｔ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）
本発明では、熱間圧延直後に鋼材を直ちに焼入れする。ここで、「直ちに」とは、鋼材の表面温度がオーステナイト領域以下に低下しない状態で焼入れを開始することを意味する。本発明のように、熱間圧延直後に焼入れを行う場合には、熱間圧延によって結晶粒が微細化した状態でマルテンサイト変態が起こるため、得られるマルテンサイトを微細化することができるという利点がある。本発明において、熱間圧延直後の焼入れは、鋼材の中心温度が２００℃以下になるまで（一実現例によると、常温〜２００℃の任意の温度まで）３℃／秒以上の冷却速度で行われることができる。冷却速度は、速ければ速いほど有利であるため、冷却速度の上限を特に定める必要はないが、通常の焼入れ過程を考慮すると、冷却速度を５０℃／秒以下の範囲に定めることができる。上記の過程によって熱間圧延された鋼材は、その組織がオーステナイトからマルテンサイトに変態する。

再加熱
上記熱間圧延されて焼入れされた鋼材は、その後、再加熱過程を経る。マルテンサイトを含む鋼材をオーステナイト温度領域に加熱すると、既に形成されたマルテンサイトの内部パケットの境界がすべてオーステナイトの核生成サイトとして作用するため、多くの位置でオーステナイトの核生成が起こる。従って、その結果得られるオーステナイトの結晶粒は、その大きさが非常に微細になることができる。

そのためには、焼入れされた鋼材を、中心部を基準にＡｃ３以上の温度に加熱する必要がある。但し、加熱温度が高すぎる場合には、オーステナイトの粒度が再び大きくなる恐れがあるため、加熱温度の上限を９６０℃に定めることができる。

本発明の一実現例によると、鋼板の中心部がＡｃ３温度に到達した後、１２０分以下の熱処理時間（熟熱時間とも呼ばれる）を維持することが好ましい。十分な熱処理効果を考慮すると、２０分以上の時間を必要とすることもある。但し、上記時間は、鋼板の厚さに応じて少しずつ変更されることもでき、鋼板の厚さが厚い場合には、より長時間維持されることもできる。

２次焼入れ
上述の過程によってオーステナイト化した鋼材は、中心部が再び３℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度（一実現例によると、常温〜２００℃の任意の温度）に冷却される。かかる過程により、本発明の耐摩耗鋼には微細な粒度のマルテンサイトが面積分率で９５％以上の割合で形成される。本発明の一実現例では、上記２次焼入れ直前のオーステナイトは２５μｍ以下の結晶粒度を有することができる。２次焼入れ直前のオーステナイトの組織を微細にすることにより、得られる最終のマルテンサイトのパケットサイズも非常に微細に制御することができる。本発明において２次焼入れ直前のオーステナイトの大きさは、最終的に得られる鋼材の旧オーステナイト（ｐｒｉｏｒ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の結晶粒度を測定することにより確認することができる。

また、上記２次焼入れ過程における冷却速度の上限は特に限定しないが、本発明の一実現例では５０℃／秒以下に制限することもできる。

上述の過程によってブリネル硬度を基準に４２０〜４８０の値を有し、−４０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーが３５Ｊ以上という、優れた靭性を有する耐摩耗鋼を提供することができる。また、本発明の他の一実現例によると、本発明の製造方法により製造された耐摩耗鋼は、例えば、１１．８ｍｍの厚さに製造した鋼板を、ガス切断時に予熱しない条件及び５００ｍｍ／ｍｉｎの切断速度の条件で４００ｍｍ以上切断した後、一週間以上経過した後でも切断割れが発生しないという耐切断割れ性を有することができる。

以下、実施例を介して本発明をより具体的に説明する。但し、以下に記す実施例は、本発明を例示して具体化するためのもの過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲とそこから合理的に類推される事案によって定められるものである。

［実施例１］
（発明例１）
本発明の製造方法の効果を確認するために、重量比で、Ｃ：０．１９％、Ｍｎ：２．６％、Ｓｉ：０．２％、Ｃｒ：０．４％、Ｎｂ：０．０４％、Ｔｉ：０．０１％、Ｂ：０．００２％の組成を有し、Ａｃ３−Ａｃ１が９１℃である厚さ７０ｍｍのスラブを、Ａｒ３温度以上である８００℃で圧延を終了して厚さ１１．８ｍｍの鋼板を得た後、直ちに高圧の水で２００℃まで焼入れした。この時の冷却速度は２０℃／秒を示し、鋼板には面積比で９６％のマルテンサイトが形成された。

以後、上記鋼板を、中心部を基準に９１０℃の温度まで加熱するとともに、中心部がＡｃ３に到達してから６０分を維持した後、中心部を基準に２０℃／秒の冷却速度で２００℃まで２次焼入れして最終製品を得た。

［比較例１］
熱間圧延した後に焼入れを行う過程までは上記発明例１と同様にし、追加の再加熱及び２次焼入れを省略して最終製品を得た。

［比較例２］
熱間圧延した後に急冷せずに常温まで空冷したことを除いては、上記発明例１と同様にして最終製品を得た。

上記発明例１、比較例１、比較例２の組織を顕微鏡で観察した結果を図２に示した。図２において（ａ）は発明例１、（ｂ）は比較例１、及び（ｃ）は比較例２を示す。図面から分かるように、発明例１、比較例１、比較例２は、いずれも内部に９５％以上のマルテンサイトが形成されているが（具体的には、面積を基準に発明例１は９６％、比較例１、２は１００％のマルテンサイトが形成されている）、旧オーステナイト結晶粒度（図面において実線で区分される領域の粒度）は、発明例１の場合には２０μｍと、本発明の条件を満たすが、比較例１と比較例２はそれぞれ、旧オーステナイト結晶粒度が３１μｍと２８μｍと、本発明で規定する条件を外れていることが確認できた。

その結果、発明例１、比較例１、及び比較例２のブリネル硬度はそれぞれ、４６０、４６２、及び４５５と、十分な硬度値を示した。また、本発明の一実現例によって耐切断割れ性を試験した結果、いずれも良好な結果を示した。但し、発明例１は−４０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーが４２Ｊと、高い低温靭性を示すのに対し、比較例１と比較例２は、−４０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーがそれぞれ２０Ｊと２２Ｊに過ぎず、本発明で定める靭性レベルを満たしていないことが確認できた。これにより、本発明の一実現例による製造方法の効果が確認できた。

［実施例２］
下記表１に記載された組成を有するスラブを、上記実施例１の発明例１と同じ条件で製造して耐摩耗鋼を得て、得られた耐摩耗鋼に対する分析結果を表２に示した。表２の比較例７は、発明例７と同じ組成のスラブを上記実施例１の比較例２と同じ方法で製造した場合の分析結果を示す。特に、切断割れは、ガス切断時に無余熱（予熱なし）の条件で、切断速度が速いほど、且つ鋼板の厚さが厚いほど発生する傾向があるが、これは、切断時に切断部の熱影響部に形成される残留応力が上記条件で増加するためである。また、かかる切断割れは、切断後一週間程度までの時間が経過した後に発生する水素遅れ割れの特徴を有する。従って、耐切断割れ性を評価するために、１１．８ｍｍの厚さに製造した鋼板を予熱しない状態でガス切断する際に、５００ｍｍ／ｍｉｎの切断速度の条件で４００ｍｍ以上切断した後、一週間以上経過した後でも切断割れが発生するかどうかを判断し、切断割れが発生した場合を「−」、発生していない場合を「Ｏ」と表示した。また、表２において衝撃靭性は、−４０℃で測定したシャルピー衝撃エネルギーを意味する。

表２の分析のために、試験に適当な形態の試験片を製造した。微細組織の分析には、光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、表層部の硬度は表面から２ｍｍ程度の深さに研削した後、ブリネル硬度計を用いて測定した。

まず、耐摩耗性と低温靭性との観点から検討すると、Ｃ及びＭｎの含量が本発明で規定する値よりも低い比較例３は、表面部のブリネル硬度が４１０に過ぎず、本発明で要求する耐摩耗性を有していないと判断された。また、比較例４は、靭性の確保に有利であるだけでなく、Ａｃ１とＡｃ３との間の間隔を狭めて耐切断割れ性を高める役割をするＣｒを全く添加しなかった例であって、その結果、衝撃靭性が６７Ｊと、非常に低く示された。比較例５は、Ｃを過剰に添加した例であって、硬度は十分であるが、シャルピー衝撃エネルギーが２２Ｊに過ぎず、低温靭性が非常に不良であった。比較例６は、Ｃ含量が０．１４％に過ぎない場合であって、ブリネル硬度が４０８に過ぎず、本発明で求めるレベルを満たさなかった。比較例７は、鋼材の組成は本発明の条件を満たすが、熱間圧延後に空冷した場合であって、旧オーステナイト結晶粒度が３８μｍと、粗大な結晶粒が形成されて、低温靭性が低下する結果が得られた。

また、耐切断割れ性の観点からも、比較例４と比較例６はＡｃ３−Ａｃ１の値が１００℃を上回り、本発明の条件を満たさなかった場合であって、耐切断割れ性の試験結果、与えられた条件で切断した後、一週間が経過した後に切断割れが発生するという結果が得られた。比較例５の場合は、Ａｃ３−Ａｃ１の温度区間が狭いにも関わらず切断割れが発生したが、その理由は、ブリネル硬度が高すぎて、本測定方法で用いた切断条件が硬度に比べて過酷な条件であったためである。

従って、本発明で規定する鋼材の条件を満たさないと、低温靭性と耐摩耗性はもちろん、耐切断割れ性まで満たすことができないことが確認できた。

Claims (7)

1. 重量比で、Ｍｎ：２．１％乃至４．０％、Ｃ：０．１５％乃至０．２％、Ｓｉ：０．０２％乃至０．５％、Ｃｒ：０．２％乃至０．７％、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下及びＴｉ：０．１％以下を含み、残部がＦｅ、及びその他の不可避不純物からなる組成を有し、
   中心部において旧オーステナイト結晶粒度が２５μｍ以下であり、マルテンサイト組織が面積分率で９５％以上含まれるマルテンサイトが主組織である微細構造を有し、
   Ａｃ３−Ａｃ１が１００℃以下である条件を満たすことを特徴とする靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼。
2. ブリネル硬度が４２０乃至４８０であり、−４０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーが３５Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼。
3. 前記マルテンサイトは、内部に炭化物を含まないことを特徴とする請求項１または２に記載の靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼。
4. 請求項１乃至３のいずれかに記載された高硬度耐摩耗鋼の製造方法であって、
   重量比で、Ｍｎ：２．１％乃至４．０％、Ｃ：０．１５％乃至０．２％、Ｓｉ：０．０２％乃至０．５％、Ｃｒ：０．２％乃至０．７％、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下及びＴｉ：０．１％以下を含み、残部がＦｅ、及びその他の不可避不純物からなる組成を有し、Ａｃ３−Ａｃ１が１００℃以下であるスラブを熱間圧延して鋼板を得る段階と、
   前記鋼板を３℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで焼入れする段階と、
   急冷した前記鋼板をオーステナイト温度領域に再加熱する段階と、
   再加熱された前記鋼板を３℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで２次焼入れし、
   中心部において旧オーステナイト結晶粒度が２５μｍ以下であり、マルテンサイト組織が面積分率で９５％以上含まれるマルテンサイトが主組織である微細構造を有する高硬度耐摩耗鋼を得る段階と、を含むことを特徴とする靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
5. 前記熱間圧延の終了温度は、Ａｒ３以上であることを特徴とする請求項４に記載の靭性及び耐切断割れ性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
6. 前記再加熱する段階の加熱温度は、Ａｒ３乃至９６０℃であることを特徴とする請求項４または５に記載の靭性及び耐切断割れ性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
7. 前記２次焼入れされる鋼板のオーステナイト結晶粒度は、２５μｍ以下であることを特徴とする請求項４乃至６のいずれかに記載の靭性及び耐切断割れ性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。

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