JP7163889B2 - 耐疲労特性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法 - Google Patents
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本発明は、建設、土木、鉱山等の分野で使用される、例えばパワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットなどの産業機械、運搬機械のうち、土砂との接触による摩耗が問題となるような部材用として好適な、耐摩耗鋼材の製造方法に係り、とくに耐疲労特性の改善に関する。なお、ここでいう「鋼材」には、鋼板、形鋼等を含むものとする。
土、砂等による摩耗を受ける部材には、長寿命化のため、耐摩耗性に優れた鋼材が使用されている。従来から、鋼材を高硬度化することにより、耐摩耗性が向上することが知られている。しかし、高硬度化することにより耐摩耗性を向上させると、加工性や溶接性等の低下を伴うという問題があった。
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、「加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法」が記載されている。特許文献１に記載された技術では、mass％で、C：0.05～0.35％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.1～2.0％、B：0.0003～0.0030％、Ti：0.1～1.2％、Al：0.1％以下を含み、さらにCu：0.1～1.0％、Ni：0.1～2.0％、Cr：0.1～1.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、かつDI*値が60.0以上を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト－ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に、大きさが0.5～50μmのTi系炭化物である硬質相が400個／mm2以上分散した組織を有する鋼材とすることで、圧延ままで加工性に優れた耐摩耗鋼材とすることができるとしている。
また、特許文献２には、「耐摩耗鋼板」が記載されている。特許文献２に記載された技術では、質量％で、C：0.20～0.50％、Si：0.1～1.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.04％以下、S：0.04％以下、Ti：0.2～1.0％、W：0.2～4.0％、B：0.0003～0.01％、N：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径：0.5μm以上の、Ti炭化物およびTiとWの複合炭化物を合計で、400個／mm2以上含む組織を有する鋼材とするとしている。上記組成に加えてさらに、Cu、Ni、Cr、さらにはAlを含有してもよいとしている。これにより、溶接性、加工性に優れ、かつ顕著な高硬度化を伴うことなく、従来材に比べて、耐摩耗性がさらに向上するとしている。
また、特許文献３には、「高強度耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、Cr：8～20％、Ni：0.1～6％、C：0.05～0.3％、Ti、Nb、Zr、V、Wから選ばれた１種又は２種以上：0.05～3.0％、残部が実質的にFeの組成をもち、マトリックス中に分散しているTi、Nb、Zr、V及び／又はWの炭化物が総量で0.1%以上に調整され、マルテンサイト相とフェライト相の二相組織をもつとするとしている。これにより、耐摩耗性と加工性が向上するとしている。
また、特許文献４には、「加工用耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献４に記載された技術では、質量％で、Cr：8～35％、Ni：6～20％、C：0.05～1.50％、Si：0.02～2.5％、Mn：0.02～3.0％、Ti、Nb、Zr、Wから選ばれた１種又は２種以上：0.05～3.0％、残部がFe及び不可避的不純物の組成をもち、マトリックスに分散しているTi、Nb、Zr及び／又はWの炭化物が総量で0.1％以上に調整されている。これにより、スウェージ加工性、耐摩耗性、耐食性が向上するとしている。
また、特許文献５には、「耐摩耗鋼」が記載されている。特許文献５に記載された技術では、質量％で、C：0.05～1.50％、Si：0.02～2.5％、Mn：0.02～3.0％、Cr：8～35％、Ti、Nb、Zr、VおよびWの少なくとも１種：0.05～3.0％含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、マトリックス中に分散している、Ti、Nb、Zr、V及びWの炭化物が総析出量で0.2％以上に調整する、としている。これにより、耐摩耗性および耐食性に優れるとしている。
特許文献１～５に記載された技術によれば、耐摩耗性が向上するとともに、加工性、溶接性等の特性が改善されるとしている。一方、産業機械、運搬機械などでは、摩耗負荷に加えて、繰返し荷重が負荷される部位がある。このような部位には、耐摩耗性に優れることに加えて、耐疲労特性にも優れる鋼材を使用することが、有効であると考えられる。しかし、特許文献１～５のいずれにも、耐摩耗鋼材の耐疲労特性の改善についてまでの言及はない。
本発明は、かかる従来技術の問題点に鑑み、耐疲労特性に優れ、低温靭性に優れる耐摩耗鋼材の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「耐疲労特性」は、疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性をいうものとする。
なお、本発明では、図２に示す疲労試験片（丸棒試験片）を用いて、応力比0.1の繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、疲労試験を実施し、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、疲労強度を評価する。本発明でいう「疲労強度特性に優れる」とは、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmax（２×106回）とし、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上である場合を、いうものとする。
また、本発明では、図３に示すCT試験片を用いて、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播速度を測定し、耐疲労き裂伝播特性を評価する。本発明いう「耐疲労き裂伝播特性に優れる」とは、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下である場合を、いうものとする。
なお、本発明が目的とする耐摩耗鋼材は、構造物の安全性を確保する意味から、JIS Z 2242に準拠したシャルピー衝撃試験（Ｖノッチ）で、試験温度：－40℃における吸収エネルギーが10Ｊ以上を示す、低温靭性に優れる耐摩耗鋼材とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、耐摩耗鋼材の耐疲労特性を向上させるための手段について鋭意研究を重ねた。その結果、表面硬さが、ブリネル硬さで300HBW以上で、かつ表面から深さ1mmの位置における組織が面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織とし、さらに板厚中央位置における組織が基地相（マルテンサイトマトリクス）中に少なくとも炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれか１種以上を微細に分散させて、時効強化した組織である鋼材とすることにより、耐疲労特性が向上することを知見した。
先ず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.12％C－0.34％Si－1.44％Mn－0.020％P－0.010％S－0.08％Cu－0.08％Ni－0.25％Cr－0.05％Mo－0.0052％Nb－0.0301％V－0.015％Ti－0.0015％B－0.035％Al－0.0045％Nを含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、加熱温度：1150℃に加熱し、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上となる熱間圧延を施し、板厚：25.0mmの厚鋼板（鋼材）としたのち、該厚鋼板（鋼材）に、Ar3点以上の温度域から、冷却停止温度：248℃まで直接焼入れ冷却を施した（冷却速度111～118℃／ｓ）。得られた厚鋼板から、図３に示すCT試験片（全厚）を、き裂伝播方向がC方向となるように採取し、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で、疲労き裂伝播試験を実施した。その結果、この鋼板（鋼材）の、応力拡大範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度は5.25×10-9 m/cycleであった。この値は、従来の鋼板に比較しても大幅に低い疲労き裂伝播速度であり、この鋼板（鋼材）は、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板（鋼材）であることを知見した。また、組織観察から、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に少なくとも炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかが微細に分散して、時効強化した鋼材組織となっており、このような鋼材組織の形成により、繰返し降伏強さが向上し、耐疲労き裂伝播特性が向上したものと考えた。さらに、CT試験片の破面観察から、破面はサムネイル型疲労破面となっており、直接焼入れ時に表面に導入された圧縮の残留応力も耐疲労き裂伝播特性の向上に影響しているものと推察した。
そこで、さらに疲労強度特性への影響についても検討した。
質量％で、0.12％C－0.35％Si－1.45％Mn－0.020％P－0.010％S－0.08％Cu－0.08％Ni－0.25％Cr－0.05％Mo－0.005％Nb－0.030％V－0.015％Ti－0.0015％B－0.035％Al－0.0042％Nを含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を用意した。そして、これら鋼素材を、加熱炉に装入し、加熱温度：1150℃に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％以上となる熱間圧延を施し、板厚：50.8mmの厚鋼板（鋼材）とし、さらに熱間圧延に引続き、厚鋼板（鋼材）に、Ar3変態点以上の温度域から、所定の各冷却停止温度まで冷却する、直接焼入れを実施した（冷却速度111～118℃／ｓ）。なお、直接焼入れ停止温度は、50℃、150℃、250℃、350℃、400℃の５種とした。
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
直接焼入れ停止温度が400℃である場合には表面硬さは278HBWであり、300HBW未満であった。一方、直接焼入れ停止温度が50℃である場合には表面硬さは359HBW、直接焼入れ停止温度が150℃の場合には表面硬さは345HBW、直接焼入れ停止温度が250℃である場合には、表面硬さは339HBW、直接焼入れ停止温度が350℃である場合には、表面硬さは321HBW、であり、いずれも300HBWを上回っている。
ついで、上記した表面硬さを有する厚鋼板(鋼材)の板厚中央位置（1/2t）から、圧延方向に直交する方向(C方向)が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片（全厚または板厚の1/2厚）採取し、疲労試験を実施した。なお、表面硬さが300HBW未満であった直接焼入れ停止温度が400℃の場合は疲労試験は実施しなかった。
疲労試験は、室温大気中で、応力比0.1、周波数：20Hzの繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmax（２×106回）とした。得られた結果を図１に示す。図１では、縦軸に最大繰り返し応力、横軸に破断回数をプロットした。図１から、直接焼入れ停止温度が50℃の場合の疲労強度σmax（２×106回）は、500MPa未満であるが、直接焼入れ停止温度が150℃、250℃、350℃の場合はいずれも、疲労強度σmax（２×106回）は、500MPa以上となっている。
ついで、得られた厚鋼板の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食(ナイタール腐食)して、分析装置付き走査型電子顕微鏡を用いて、組織観察した。その結果、直接焼入れ停止温度が150℃、250℃、350℃の場合はいずれも、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちのいずれかが、微細に析出分散し、時効強化された組織となっていることが知見された。一方、直接焼入れ停止温度が50℃の場合は、炭化物、窒化物、炭窒化物の析出分散が認められず、時効強化が不足した組織となっていた。
このようなことから、本発明者らは、表面硬さが300HBW以上で、基地相(マルテンサイトマトリクス)中に、炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種以上が微細に析出分散し、時効強化された組織とすることにより、繰返し降伏強さが増加し、耐摩耗鋼材の疲労強度特性が向上したものと、考えた。
ついで、種々の耐摩耗鋼材について、繰返し降伏強さと疲労強度σmax（２×106回）との関係を調査した。
鋼材の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向(C方向)が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片（丸棒試験片）を採取し、試験片中央部に塑性歪ゲージを貼付し、図４に示す応力比：0.1の正弦波の応力を、周波数：1Hzで、負荷し、試験片に発生する歪を測定し、応力と歪との関係を求める、繰返し応力負荷試験を実施した。繰返し応力負荷試験では、同一条件（同じ応力負荷）で複数サイクル（100サイクル）行い、応力と歪との関係の最大点を求めたのち、応力比：0.1を一定としたまま、応力レベルを漸増し、同様に、複数サイクル応力負荷し、応力と歪との関係の最大点を求める。このような応力レベルの漸増を、100サイクルまで繰り返して、それぞれの最大点を求め、得られた各最大点を結び、繰返し応力と歪との関係曲線を得る。その概要を図５に示す。図５では、各サイクルでの最大点を黒丸（●）で示す。黒丸を結んで得られた曲線を、繰返し応力歪曲線と称する。
このようにして得られた繰返し応力歪曲線から、繰返し降伏強さを求めた。繰返し応力歪曲線が降伏点型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さは上降伏点とし、繰返し応力歪曲線がラウンドハウス型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さはオフセット0.2％耐力σ0.2とした。
一方、種々の耐摩耗鋼材の板厚中央位置（1/2t）から、圧延方向に直交する方向（C方向）が荷重負荷方向に一致するように、図２に示す疲労試験片を採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比0.1の繰返し応力負荷の条件で、負荷応力を変化させて、破断までの繰返し数を求め、S－N曲線とし、繰返し回数：200万回繰り返し負荷したときに、破断しない最大繰返し応力を、疲労強度σmax（２×106回）として、求めた。種々の耐摩耗鋼材について、得られた疲労強度σmax（２×106回）と繰返し降伏強さとの関係を図６に示す。図６から、疲労強度σmax（２×106回）と繰返し降伏強さとは、ほぼ一致していることがわかる。このことから、繰返し降伏強さが500MPa以上であれば、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上となる優れた疲労強度特性に優れた鋼材となる、ことがわかる。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度：150～350℃の温度域まで冷却する直接焼入工程とし、
表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（２）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000℃～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程とし、
前記焼戻工程が、前記直接焼入工程に引き続きインラインで0.5℃／ｓ以上の昇温速度で150～350℃の温度域まで加熱し、該温度域で1s以上保持する工程とし、
表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（３）（２）において、前記焼戻工程に代えて、前記焼戻工程が、前記直接焼入工程を行ったのち、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（１）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度：150～350℃の温度域まで冷却する直接焼入工程とし、
表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（２）鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000℃～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施す工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程とし、
前記焼戻工程が、前記直接焼入工程に引き続きインラインで0.5℃／ｓ以上の昇温速度で150～350℃の温度域まで加熱し、該温度域で1s以上保持する工程とし、
表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（３）（２）において、前記焼戻工程に代えて、前記焼戻工程が、前記直接焼入工程を行ったのち、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM: 0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。
本発明によれば、耐摩耗性に優れるうえ、低温靭性に優れ、さらに疲労強度特性および耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材（耐摩耗鋼材）を、容易にかつ安定して大量生産でき、産業上、格段の効果を奏する。
本発明は、鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、あるいはさらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法である。
本発明で使用する鋼素材は、質量％で、C：0.12～0.50％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～2.5％、P：0.040％以下、S：0.040％以下、Cr：0.01～3.0％、Ti：0.001～1.5％、B：0.0001～0.010％、Al：0.10％以下、N：0.050％以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成（基本組成）を有する。まず、組成の限定理由について説明する。以下、組成における「質量％」は、単に「％」と記す。
C：0.12～0.50％
Cは、鋼材の強度、硬さの増加に寄与する元素であり、本発明ではとくに所望の表面硬さ（300HBW以上）を確保するために、0.12％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると、鋼材の延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Cは0.12～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12～0.40％、より好ましくは0.12～0.35％である。
Cは、鋼材の強度、硬さの増加に寄与する元素であり、本発明ではとくに所望の表面硬さ（300HBW以上）を確保するために、0.12％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超えて含有すると、鋼材の延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Cは0.12～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12～0.40％、より好ましくは0.12～0.35％である。
Si：0.01～1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は低温靱性を低下させるとともに溶接性を低下させる。このため、Siは0.01～1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～0.80％、より好ましくは0.01～0.70％である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は低温靱性を低下させるとともに溶接性を低下させる。このため、Siは0.01～1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～0.80％、より好ましくは0.01～0.70％である。
Mn：0.01～2.5％
Mnは、焼入れ性の向上を通じて、鋼材の強度、靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.01～2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.0％、より好ましくは0.01～1.90％である。
Mnは、焼入れ性の向上を通じて、鋼材の強度、靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.01～2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.0％、より好ましくは0.01～1.90％である。
P：0.040％以下
Pは、通常、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが、Pの含有は低温靱性の劣化に繋がるため、Pはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Pは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Pは、通常、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが、Pの含有は低温靱性の劣化に繋がるため、Pはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Pは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
S：0.040％以下
Sは、鋼中で介在物として存在し、鋼材の延性、靱性を劣化させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Sは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Sは、鋼中で介在物として存在し、鋼材の延性、靱性を劣化させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.040％までは許容できる。このため、Sは0.040％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030％以下、より好ましくは0.020％以下である。
Cr：0.01～3.0％
Crは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性や低温靱性を低下させる。このため、Crは0.01～3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.5％、より好ましくは0.01～2.0％である。
Crは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性や低温靱性を低下させる。このため、Crは0.01～3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01～2.5％、より好ましくは0.01～2.0％である。
Ti：0.001～1.5％
Tiは、窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部において、オーステナイト粒を微細化し低温靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、低温靱性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰を招く。このため、Tiは0.001～1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001～1.0％、より好ましくは0.001～0.9％である。
Tiは、窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部において、オーステナイト粒を微細化し低温靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、低温靱性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰を招く。このため、Tiは0.001～1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001～1.0％、より好ましくは0.001～0.9％である。
B：0.0001～0.010％
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.010％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Bは0.0001～0.010％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0001～0.005％、より好ましくは0.0001～0.004％である。
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.010％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Bは0.0001～0.010％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0001～0.005％、より好ましくは0.0001～0.004％である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには0.020％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える過剰の含有は、低温靱性の低下に繋がる。このため、Alは0.10％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.020～0.040％である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには0.020％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える過剰の含有は、低温靱性の低下に繋がる。このため、Alは0.10％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.020～0.040％である。
N：0.050％以下
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与する元素である。しかし、過剰の含有は低温靱性の低下に繋がる。このため、Nは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0050％以下、より好ましくは0.001～0.0045％である。
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与する元素である。しかし、過剰の含有は低温靱性の低下に繋がる。このため、Nは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0050％以下、より好ましくは0.001～0.0045％である。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の成分に加えてさらに、必要に応じて選択元素として、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM:0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上、を含有してもよい。
Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、V：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上
Cu、Ni、Mo、Nb、V、W、Coはいずれも、鋼材の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu、Ni、Mo、Nb、V、W、Coはいずれも、鋼材の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu：0.001～1.0％
Cuは、焼入れ性増加や固溶強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.5％、さらに好ましくは0.001～0.4％である。
Cuは、焼入れ性増加や固溶強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.5％、さらに好ましくは0.001～0.4％である。
Ni：0.001～10.0％
Niは、鋼材の強度増加に加えて、さらに低温靱性の向上、焼入れ性の向上、Cu含有時にCuの熱間脆性の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、10.0％を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くうえ、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Niは0.001～10.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～5.0％、さらに好ましくは0.001～4.0％である。
Niは、鋼材の強度増加に加えて、さらに低温靱性の向上、焼入れ性の向上、Cu含有時にCuの熱間脆性の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、10.0％を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くうえ、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Niは0.001～10.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～5.0％、さらに好ましくは0.001～4.0％である。
Mo：0.001～2.0％
Moは、焼入れ性向上や焼戻軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度増加に寄与する元素である、このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、溶接性や低温靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001～2.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～1.0％、さらに好ましくは0.001～0.90％である。
Moは、焼入れ性向上や焼戻軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度増加に寄与する元素である、このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、溶接性や低温靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001～2.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～1.0％、さらに好ましくは0.001～0.90％である。
Nb：0.0001～0.10％
Nbは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通じて、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Nbは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、低温靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は低温靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.001～0.04％である。
Nbは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通じて、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Nbは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、低温靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える含有は低温靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.05％、さらに好ましくは0.001～0.04％である。
V：0.0001～0.10％
Vは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Vは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、低温靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える場合は、靱性および溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Vは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.050％、さらに好ましくは0.0001～0.045％である。
Vは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Vは、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて、低温靱性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.10％を超える場合は、靱性および溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Vは0.0001～0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.050％、さらに好ましくは0.0001～0.045％である。
W：0.001～1.0％
Wは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Ｗは、TiとWの複合炭化物を生成させ、耐摩耗性向上に大きく貢献する。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、材料コストの高騰を招くとともに、Wが複合炭化物中に固溶できなくなり耐摩耗性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。また、溶接性や加工性が低下する。このため、含有する場合には、Wは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Wは、焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し析出強化を通して、鋼材の強度増加に寄与する元素である。また、Ｗは、TiとWの複合炭化物を生成させ、耐摩耗性向上に大きく貢献する。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、材料コストの高騰を招くとともに、Wが複合炭化物中に固溶できなくなり耐摩耗性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。また、溶接性や加工性が低下する。このため、含有する場合には、Wは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Co：0.001～1.0％
Coは、Cuと同様に、焼入れ性向上に寄与する元素であり、鋼材内部の硬さを増加させるために含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性の低下、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Coは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Coは、Cuと同様に、焼入れ性向上に寄与する元素であり、鋼材内部の硬さを増加させるために含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、溶接性の低下、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Coは0.001～1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.50％、さらに好ましくは0.001～0.45％である。
Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上
Ca、Mg、REMはいずれも、介在物（硫化物）の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。
Ca、Mg、REMはいずれも、介在物（硫化物）の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。
Ca：0.0001～0.01％
Caは、Sと結合して、球状の介在物（CaS）を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の介在物（硫化物）の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Caは0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の母材靭性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.009％、さらに好ましくは0.001～0.008％である。
Caは、Sと結合して、球状の介在物（CaS）を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の介在物（硫化物）の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通して、鋼材の母材靭性向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Caは0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の母材靭性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.009％、さらに好ましくは0.001～0.008％である。
Mg：0.0001～0.01％
Mgは、Caと同様にSと結合し、球状の介在物を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通じて、鋼材の母材靭性の向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の清浄度が低下し、表面疵の増加など表面性状が低下し、曲げ加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Mgは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.006％、さらに好ましくは0.001～0.005％である。
Mgは、Caと同様にSと結合し、球状の介在物を形成し、圧延方向に長く伸びるMnS等の生成を抑制する介在物（硫化物）の形態制御を通じて、鋼材の母材靭性の向上、さらには溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、介在物量が増加し、鋼材の清浄度が低下し、表面疵の増加など表面性状が低下し、曲げ加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Mgは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0001～0.006％、さらに好ましくは0.001～0.005％である。
REM：0.0001～0.01％
REMは、Ca、Mgと同様に、Sと結合して硫化物の形態制御を通じて、鋼材の母材靭性向上、さらは溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超えて含有すると、鋼材の母材靭性、溶接熱影響部靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、REMは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.005％、さらに好ましくは0.001～0.004％である。
REMは、Ca、Mgと同様に、Sと結合して硫化物の形態制御を通じて、鋼材の母材靭性向上、さらは溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超えて含有すると、鋼材の母材靭性、溶接熱影響部靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、REMは0.0001～0.01％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.001～0.005％、さらに好ましくは0.001～0.004％である。
なお、REMは希土類元素であるY、Ce等の総称で、ここで言う含有量はこれら希土類元素の総量を意味する。
なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、あるいはさらに焼戻工程と、を施し、所望形状の鋼材とする。なお、以下、温度、冷却速度、昇温速度は鋼材の表面の温度、冷却速度、昇温速度とする。
熱間圧延工程では、加熱炉に装入し、加熱温度：1000℃～1350℃に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延における加熱温度が1000℃未満では、鋼素材に所望の累積圧下率を付与することができなくなる。一方、加熱温度が1350℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、得られる鋼材の靭性が低下する。このようなことから、熱間圧延における加熱温度は1000～1350℃の範囲に限定した。また、熱間圧延の累積圧下率が、Ar3変態点以上の温度範囲で累積圧下率：50％未満では、所望の鋼材表面硬さ、低温靭性を確保することができなくなる。このようなことから、熱間圧延におけるAr3変態点以上の温度範囲で累積圧下率は50％以上に限定した。なお、熱間圧延におけるAr3変態点以上の温度範囲での累積圧下率は、好ましくは50～99％である。
また、焼入工程では、上記した熱間圧延工程に引続き直接焼入れ処理を施す。焼入工程は、上記した熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度：150～350℃の温度域まで冷却する直接焼入工程とする。なお、焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程としてもよい。
直接焼入れ処理における冷却開始温度が、Ar3変態点未満では、鋼材表面にフェライトが生成し所望の表面硬さが得られなくなる。また、直接焼入れの冷却速度が50℃／ｓ未満では、鋼材表面にフェライトが生成し所望の表面硬さが得られなくなる。このようなことから、直接焼入れ処理では、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することに限定した。なお、Ar3変態点は、次式
Ar3 （℃）=910―310C―80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo
ここで、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％）
により算出した値を用いるものとする。
Ar3 （℃）=910―310C―80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo
ここで、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％）
により算出した値を用いるものとする。
直接焼入れ処理の焼入れ冷却の冷却停止温度は、150～350℃の温度域とする。焼入れ冷却の冷却停止温度を、150℃～350℃の範囲の温度とすることにより、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種以上が、時効強化状態に析出し、繰返し降伏強さが向上する。焼入れ冷却停止温度が150℃未満では、所望の時効強化が得られず、繰返し降伏強さの向上は認められない。一方、焼入れ冷却停止温度が350℃を超えて高温となると、表面硬さが低下する。このため、焼入れ冷却停止温度は、150～350℃の温度域の温度に限定した。
なお、焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：50℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程としてもよい。その場合は、直接焼入工程後に、焼戻工程を必要とする。その際の焼戻工程は、直接焼入れ工程に引続きインラインで、0.5℃／ｓ以上の昇温速度で焼戻温度：150～350℃の温度域の温度まで昇温し、該温度で1s以上保持するインライン焼戻工程とすることが好ましい。なお、インライン焼戻しは、直接焼入れ装置、制御冷却装置等の冷却装置と同一ラインに配設されたインライン焼戻し装置により行う焼戻しである。インライン焼戻工程における昇温速度が0.5℃／ｓ未満では、所望の表面硬さを確保できなくなる。また、所望の時効強化状態を確保できなくなる。また、焼戻温度が150℃未満では、析出が不十分となり、炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上が析出強化した状態にはなっておらず、一方、焼戻温度が350℃を超えて高温となると、析出物が粗大化し、表面硬さが低下する。なお、焼戻温度での保持は1s以上とすることが好ましい。このため、インライン焼戻工程は、直接焼入れ工程に引続きインラインで、0.5℃／ｓ以上の昇温速度で焼戻温度：150～350℃の温度域の温度まで昇温し、該温度で1s以上保持する工程に限定することが好ましい。
また、インライン焼戻工程に代えて、直接焼入れ冷却したのち、オフラインで150～350℃の範囲内の温度で、1s以上保持する焼戻工程としてもよい。直接焼入れしたのち、オフラインで150℃～350℃の温度域の温度で焼戻しすることにより、マトリクス中に炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上が析出し、時効強化状態が得られ、繰返し降伏強さが向上する。オフライン焼戻温度が150℃未満では、時効強化状態が得られない。一方、オフライン焼戻温度が350℃を超えると、表面硬さが低下する。このようなことから、オフライン焼戻工程は、オフラインで150～350℃の範囲内の温度で、1s以上保持する工程とすることが好ましい。
上記した本発明の製造方法で得られた鋼材（耐摩耗鋼材）は、上記した組成を有し、300HBW以上の表面硬さを有し、かつ表面から1mmの深さの組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織であり、板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織を有する。炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が50個／mm2以上析出していることが好ましい。
表面硬さが高いほど、耐摩耗性が向上することは従来から知られているが、本発明鋼材では、表面硬さがブリネル硬さで300HBW以上であり、かつ表面から1mmの深さにおける組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織であれば、産業機械や運搬機械において、土砂との接触による摩耗が問題となる部材における所望の耐摩耗性を、十分に保持していることを、別途行った耐摩耗性試験で確認している。
また、板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出し、時効強化状態とすることが、疲労強度特性を向上させるために重要となる。本発明では、基地中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出し、かつ繰返し降伏強さが500MPa以上である場合を、析出状態が時効強化状態となっていると判断する。
上記した本発明の製造方法で得られた鋼材は、上記した組成と、上記した組織と、を有し、表面硬さが300HBW以上で、さらに、シャルピー衝撃試験の試験温度：－40℃における吸収エネルギーが10Ｊ以上の優れた低温靭性を有し、繰返し降伏強さが500MPa以上で、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上となり疲労強度特性に優れ、かつ応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下となり耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材である。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
表１に示す組成の鋼を、真空溶解炉で溶製して得られた鋼素材に、表２に示すような条件で、熱間圧延工程、焼入工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、表２に示す板厚の鋼板（鋼材）とした。なお、焼入工程は、熱間圧延工程に引続く直接焼入工程とし、冷却停止温度を種々変更した。なお、焼入れ冷却停止温度を100℃以下とした直接焼入工程では、焼入冷却を行ったのち、焼戻工程を施した。なお、焼戻工程はインラインまたはオフラインとした。
得られた鋼材から試験片を採取し、組織観察、硬さ試験、衝撃試験、繰返し応力歪試験、疲労試験、疲労き裂伝播試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（ａ）組織観察
得られた鋼材（鋼板）の表面から深さ1mmの位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：500倍）で組織観察を行い、撮像して画像解析装置を用いて、マルテンサイト相の組織分率（面積率）を求めた。また、得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、分析装置付き走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：5000倍）で組織観察を行い、分析装置を用いて炭化物、窒化物、炭窒化物を同定し、析出の有無を調査した。
（ｂ）硬さ試験
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
（ｃ）衝撃試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：－40℃における吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、繰返し試験片数は３本とし、３本の平均値を当該鋼材の平均吸収エネルギーとした。
（ｄ）繰返し応力歪試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取した。
（ａ）組織観察
得られた鋼材（鋼板）の表面から深さ1mmの位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：500倍）で組織観察を行い、撮像して画像解析装置を用いて、マルテンサイト相の組織分率（面積率）を求めた。また、得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食）して、分析装置付き走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：5000倍）で組織観察を行い、分析装置を用いて炭化物、窒化物、炭窒化物を同定し、析出の有無を調査した。
（ｂ）硬さ試験
得られた厚鋼板（鋼材）から硬さ試験片を採取し、JIS Z 2243に準拠して、ブリネル硬度計を用いて表面硬さHBW10/3000を測定した。
（ｃ）衝撃試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：－40℃における吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、繰返し試験片数は３本とし、３本の平均値を当該鋼材の平均吸収エネルギーとした。
（ｄ）繰返し応力歪試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取した。
得られた疲労試験片の試験片中央部に塑性歪ゲージを貼付し、室温大気中で、図４に示す応力比：0.1、周波数：1Hzの正弦波の繰返し応力を負荷し、試験片に発生する歪を測定し、応力と歪との関係を求める繰返し応力負荷試験を実施した。
なお、繰返し応力歪試験では、同一条件（同じ応力負荷）で複数サイクル（100サイクル）行い、応力と歪との関係の最大点を求めたのち、応力比：0.1を一定としたまま、応力レベルを漸増し、同様に、複数サイクル応力負荷し、応力と歪との関係の最大点を求めた。このような応力レベルの漸増を、100サイクルまで繰り返して、それぞれの最大点を求め、図５に示すように、得られた各最大点（●印）を結び、繰返し応力と歪との関係曲線である繰返し応力歪曲線を得た。
得られた繰返し応力歪曲線から、繰返し降伏強さを求めた。繰返し応力歪曲線が、降伏点型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さは上降伏点とし、繰返し応力歪曲線がラウンドハウス型曲線を呈する場合には、繰返し降伏強さはオフセット0.2％耐力σ0.2とした。
（ｅ）疲労試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzで行い、疲労強度σmax（２×106回）を求めた。
（ｆ）疲労き裂伝播試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図３に示すCT試験片（全厚または板厚の1/2厚）を採取し、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播試験を実施した。疲労き裂伝播試験では、疲労き裂伝播速度を測定し、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度を求めた。
（ｅ）疲労試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図２に示す疲労試験片を、荷重負荷方向が圧延方向に直交する方向（C方向）となるように採取し、疲労試験を実施した。疲労試験は、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzで行い、疲労強度σmax（２×106回）を求めた。
（ｆ）疲労き裂伝播試験
得られた鋼材（鋼板）の板厚中央位置から、図３に示すCT試験片（全厚または板厚の1/2厚）を採取し、ASTM E647に準拠して、室温大気中で、応力比：0.1、周波数：20Hzの条件で疲労き裂伝播試験を実施した。疲労き裂伝播試験では、疲労き裂伝播速度を測定し、疲労き裂が進展するときの応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度を求めた。
本発明例はいずれも、表面から1mmの深さの組織が、面積率で90％以上のマルテンサイト相を含む組織であり、板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に炭化物、窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種以上が析出した組織となり、300HBW以上の表面硬さを有し、さらに、シャルピー衝撃試験の試験温度：－40℃における吸収エネルギーが10Ｊ以上の優れた低温靭性を有し、繰返し降伏強さが500MPa以上で、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa以上となり疲労強度特性に優れ、かつ応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle以下となり耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、表面から1mmの深さの組織がマルテンサイト相主体の組織が得られていないため、表面硬さが300HBW未満であるか、板厚中央位置における組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中の炭化物、窒化物、炭窒化物の析出が不足し、時効強化状態を得られていないため繰返し降伏強さが500MPa未満、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下しているか、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えとなり耐疲労き裂伝播特性が低下しているか、あるいは、シャルピー衝撃試験の試験温度：－40℃における吸収エネルギーが10Ｊ未満と低温靭性が低下している。
詳しくは、C含有量が本発明の範囲を下回る鋼材No.40では、表面硬さが300HBW未満であり、繰返し降伏強さが500MPa未満であり、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下しており、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えとなり耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、Si含有量とMn含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.41、P含有量、S含有量およびCr含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.42、Ti含有量とB含有量が本発明の範囲を上回る鋼材No.43～No.46は、いずれも、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10Ｊ未満と、低温靭性が低下している。
また、熱間圧延工程における加熱温度とAr3変態点以上の累積圧下率が、本発明範囲を下回る鋼材No.47は、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10Ｊ未満で低温靭性が低下し、繰返し降伏強さが500MPa未満であり、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下しており、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えとなり耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、熱間圧延工程における加熱温度が本発明範囲を上回る鋼材No.48は、－40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが10Ｊ未満であり低温靭性が低下している。また、直接焼入れ工程における焼入れ冷却停止温度が本発明範囲を上回る鋼材No.49は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満であり、ΔKI=15MPa√mの疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycleを超え、耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、直接焼入れ工程における冷却開始温度がAr3変態点未満であった鋼材No.50では、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライト、パーライト主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満となり、繰返し降伏強さが500MPa未満で、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で疲労強度特性が低下し、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycleを超え耐疲労き裂伝播特性も低下している。また、インライン焼戻工程における昇温速度が本発明範囲を下回り、焼戻温度が本発明範囲を超える鋼材No.51は、表面硬さが300HBW未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、焼戻工程における焼戻温度が本発明範囲を高く外れる鋼材No.52は、表面硬さが300HBW未満であり、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。直接焼入れの冷却停止温度が本発明範囲を高く外れる鋼材No.53は、表面から深さ1mmの位置の組織がベイナイト相主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満であり、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下している。また、焼入工程における直接焼入れの冷却停止温度が44℃であるが、焼戻工程を行っていない鋼材No.54は、繰返し降伏強さが500MPa未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下し、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下している。また、直接焼入れの冷却速度が本発明範囲を低く外れる鋼材No.55は、表面から深さ1mmの位置の組織がフェライト、パーライト主体となり、所望のマルテンサイト相主体の組織が得られず、表面硬さが300HBW未満であり、繰返し降伏強さが500MPa未満で、応力拡大係数範囲ΔKI＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度が1.75×10-8m/cycle超えと耐疲労き裂伝播特性が低下し、疲労強度σmax（２×106回）が500MPa未満で、疲労強度特性が低下している。
Claims (5)
- 鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施して、板厚12.5～100.0mmの鋼板とする工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：98℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度：150～350℃の温度域まで冷却する直接焼入工程とし、
板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種が析出した組織であり、表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。 - 鋼素材に、熱間圧延工程と、焼入工程と、さらに焼戻工程と、を施す耐摩耗鋼材の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
C：0.12～0.50％、 Si：0.01～1.0％、
Mn：0.01～2.5％、 P：0.040％以下、
S：0.040％以下、 Cr：0.01～3.0％、
Ti：0.001～1.5％、 B：0.0001～0.010％、
Al：0.10％以下、 N：0.050％以下、
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1000℃～1350℃の範囲に加熱したのち、Ar3変態点以上の温度域で累積圧下率：50％以上の熱間圧延を施して、板厚12.5～100.0mmの鋼板とする工程であり、
前記焼入工程を、前記熱間圧延工程に引続き、Ar3変態点以上の温度域から冷却速度：98℃／ｓ以上の冷却速度で、100℃以下の温度域まで冷却する直接焼入れ工程とし、
前記焼戻工程が、前記直接焼入工程に引き続きインラインで0.5℃／ｓ以上の昇温速度で150～350℃の温度域まで加熱し、該温度域で1s以上保持する工程とし、
板厚中央位置の組織が、基地相（マルテンサイトマトリクス）中に窒化物、炭窒化物のうちの１種または２種が析出した組織であり、表面硬さがブリネル硬さで300HB以上で、低温靭性に優れ、かつ疲労強度特性および耐疲労き裂伝播特性に優れる耐摩耗鋼材とすることを特徴とする耐摩耗鋼材の製造方法。 - 前記焼戻工程に代えて、前記焼戻工程が、前記直接焼入工程を行ったのち、オフラインで、焼戻温度：150～350℃で、1s以上保持する工程とすることを特徴とする請求項２に記載の耐摩耗鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001～1.0％、Ni：0.001～10.0％、Mo：0.001～2.0％、Nb：0.0001～0.10％、W：0.001～1.0％、Co：0.001～1.0％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の耐摩耗鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、REM:0.0001～0.01％からなる群より選択された１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする１ないし４のいずれかに記載の耐摩耗鋼材の製造方法。
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