WO2019181130A1 - 耐摩耗鋼及びその製造方法 - Google Patents

耐摩耗鋼及びその製造方法 Download PDF

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昌毅 溝口
孝浩 加茂
宗理 原
拓海 三宅
康哲 ▲高▼橋
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant steel having high toughness suitable for use as a structural member of a machine that requires wear resistance, such as a construction machine or an industrial machine, and a method for producing the same.
  • high-hardness steel is used for machine components that require wear resistance, such as civil engineering, mining construction machines, and industrial machines. It is done. This high-hardness steel is required to have characteristics that have stable wear resistance and can withstand long-term use. In recent years, the demand for construction machinery and industrial machinery used in cold regions is increasing, and steel materials having low temperature toughness suitable for use in such cold regions are required.
  • Patent Document 1 proposes a method for manufacturing a wear-resistant steel sheet in which a component system is controlled, hot rolling is performed after heating, and then accelerated cooling is performed by reheating.
  • Patent Document 2 proposes a method for producing a wear-resistant thick steel plate having low-temperature toughness by controlling the component system and suppressing the growth of austenite grains during production using fine precipitates having a diameter of 50 nm or less. ing.
  • Patent Document 3 proposes a method of manufacturing a low alloy wear-resistant steel sheet by controlling the component system, performing hot rolling after heating, and applying accelerated cooling immediately after the hot rolling.
  • Patent Document 1 The steel sheet produced by the method described in Patent Document 1 is difficult to be toughened due to the large C content. In addition, in the method described in Patent Document 1, sufficient examination has not been made on the rolling conditions during hot rolling, and therefore there is still room for improvement in terms of improving toughness. Furthermore, the examples of Patent Document 1 often have a low reheating temperature, and therefore have a problem in terms of ensuring high hardness.
  • Patent Document 2 teaches that by dispersing fine precipitates in steel, the growth of austenite grains during reheating is suppressed by the pinning effect and the austenite grains are refined.
  • a large variation in the dispersion state of the precipitates occurs due to slight differences in the component system and differences in reheating temperature, so stable refinement of austenite grains. It is difficult to achieve high toughness.
  • the P content is not necessarily kept low enough, and may further cause a decrease in toughness.
  • Patent Document 3 The steel sheet produced by the method described in Patent Document 3 is difficult to toughen due to its large C content.
  • anisotropy occurs in the steel structure by cooling (quenching) immediately after hot rolling at a low temperature. Therefore, there is a problem that the toughness in the case of causing fracture in the rolling direction is lowered.
  • This invention is made
  • the absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. at a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface is 27 J or more, and the Brinell hardness (1 mm in the thickness direction from the surface)
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.10 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.20%, Mn: 0.01 to 2.00% P: less than 0.017%, S: 0.010% or less, Cu: 0.01 to 0.70%, Ni: 0.01 to 1.00%, Cr: 0 to 1.50%, Mo: 0 to 0.80%, W: 0 to 0.50%, Nb: 0 to 0.050%, V: 0 to 0.20%, Ti: 0 to 0.030%, B: 0 to 0.0030%, N: 0.0001 to 0.0070%, Al: 0.001 to 0.10%, Ca: 0 to 0.0050%, Zr: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, and REM: 0 to 0.0050% Balance: Fe and impurities, The metal structure at a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface, Total area ratio of martensite and lower bainite: 50-100%, Old
  • a process that is A method for producing a wear-resistant steel comprising: a step of cooling a hot-rolled steel plate; and a step of reheating the cooled steel plate to 860 ° C. or higher and then quenching.
  • wear-resistant steel having excellent low-temperature toughness that can be used even in cold regions can be obtained.
  • wear-resistant steel having excellent low-temperature toughness can be obtained.
  • ⁇ Abrasion resistant steel> Generally, when the hardness of a steel material is increased, the toughness tends to decrease, and it is not easy to ensure low temperature toughness with a high hardness steel material such as wear-resistant steel. As a result of repeated investigations to obtain wear-resistant steel having high toughness even at low temperatures, the present inventors have determined the prior austenite average crystal grain size at a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel sheet. It was found to be 5 to 23 ⁇ m.
  • the present inventors examined various manufacturing conditions for refining prior austenite grains, and as a result, increased nucleation sites during reverse transformation from bainite or martensite to austenite during reheating during quenching. I found out that it was important. This is because the austenite grains when the whole completes the reverse transformation to austenite can be refined by remarkably increasing the nucleation sites of the austenite reverse transformation.
  • the austenite nucleation site during reheating during quenching is a large-angle grain boundary such as the former austenite grain boundary of bainite or martensite.
  • an austenite grain can be refined
  • the area of the large-angle grain boundary per unit volume during reheating during quenching that is, the nucleation site of austenite reverse transformation.
  • the hardenability generally tends to decrease, and sufficient hardness may not be obtained even if quenching is performed. Therefore, it is preferable to enhance the hardenability by adding Cu and Ni.
  • C (C: 0.10 to 0.20%) C (carbon) is an element effective for increasing the hardness of steel.
  • the lower limit of the C content is 0.10%.
  • the lower limit of the preferable C content is 0.11%.
  • a more preferable lower limit of the C content is 0.12%.
  • the upper limit of the C content is 0.20. %.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.16%, and more preferably 0.15%.
  • the lower limit of the Si content is set to 0.01% in the present invention.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.10%, more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is 0.80%. More preferably, the upper limit of the Si content is 0.70% or 0.50%.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.01% in the present invention.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.50%, more preferably 1.00%.
  • the upper limit of the Mn content is 2.00%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.70% or 1.50%, and a more preferable upper limit is 1.40% or 1.30%.
  • P less than 0.017%)
  • P (phosphorus) is an impurity and segregates at grain boundaries and promotes the occurrence of brittle fracture. Therefore, in the present invention, the P content is less than 0.017%. Preferably, the P content is 0.013% or less. More preferably, the P content is 0.010% or less. When it is 0.017% or more, the toughness is remarkably lowered.
  • the P content is preferably as low as possible, and the lower limit is 0%. However, if the content is less than 0.001%, the production cost is remarkably increased. For example, the lower limit of the P content is 0.001%, 0.00%. It may be 002%, 0.003%, or 0.005%.
  • S sulfur
  • MnS sulfide
  • the S content is set to 0.010% or less.
  • the S content is 0.007% or less. More preferably, the S content is 0.005% or less. If it exceeds 0.010%, the toughness may decrease.
  • the S content is preferably as low as possible, and the lower limit is 0%. However, if the content is less than 0.001%, the production cost is significantly increased. It may be 002% or 0.003%.
  • the Cu content is set to 0.01% or more.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.10%, more preferably 0.20%.
  • the upper limit of Cu content is set to 0.70%.
  • the upper limit of Cu content is 0.60%, more preferably 0.50%.
  • Ni 0.01-1.00% Since Ni (nickel) contributes to an increase in hardness through improvement of hardenability and also contributes to an improvement in toughness, the lower limit of Ni content is 0.01%. A preferable Ni content is 0.10% or more, and a more preferable Ni content is 0.30% or more. Since excessive addition of Ni causes an increase in cost, the upper limit of Ni content is set to 1.00%. Preferably, the upper limit of the Ni content is 0.90%, more preferably 0.80%.
  • Cr Cr (chromium) is an element that contributes to an increase in hardness through improved hardenability.
  • the lower limit of the Cr content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the Cr content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%. However, if the Cr content exceeds 1.50%, the toughness and weldability are reduced. Therefore, the upper limit of the Cr content is 1.50%.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00%, more preferably 0.95%.
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • the lower limit of the Mo content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the Mo content is preferably 0.01%, and more preferably 0.05%. However, if the Mo content exceeds 0.80%, the toughness and weldability are reduced. Therefore, the upper limit of the Mo content is set to 0.80%. Preferably, the upper limit of the Mo content is 0.60%, more preferably 0.55%.
  • W tungsten
  • the lower limit of the W content is 0%, but in order to obtain this effect with certainty, the lower limit of the W content is preferably 0.001%, more preferably 0.01%, More preferably, the content is 0.05%.
  • the upper limit of the content is made 0.50%.
  • the upper limit of the content is 0.08%, more preferably the upper limit of the content is 0.07% or 0.06%.
  • Nb 0 to 0.050%
  • Nb niobium
  • the lower limit of the Nb content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the Nb content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005%.
  • the upper limit of Nb content is 0.050%.
  • the upper limit of the Nb content is 0.040%, more preferably 0.030%.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the lower limit of V content is 0%, but in order to obtain this effect with certainty, the lower limit of V content is preferably 0.001%, more preferably 0.010%.
  • the upper limit of V content is 0.20%.
  • the upper limit of the V content is 0.15%, more preferably 0.10%.
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • the lower limit of the Ti content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the Ti content is preferably set to 0.001%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Ti content is 0.030%.
  • the upper limit of Ti content is 0.020%, more preferably the upper limit of Ti content is 0.015%.
  • B (boron) is an element that brings about an increase in hardness through improvement of hardenability, and is an element that segregates at the grain boundary and strengthens the grain boundary to improve toughness.
  • the lower limit of the B content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is set to 0.0030%.
  • the upper limit of the B content is 0.0015%, more preferably 0.0010%.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an element that forms TiN and contributes to the refinement and precipitation strengthening of the metal structure
  • the lower limit of the N content is set to 0.0001%.
  • the lower limit of the N content is 0.0010%, more preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the N content is set to 0.0070%.
  • the upper limit of the N content is 0.0050%, more preferably 0.0040%.
  • Al (Al: 0.001 to 0.10%)
  • Al (aluminum) is necessary as a deoxidizing element in the present invention, and in order to obtain a deoxidizing effect, the lower limit of the Al content is 0.001%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.010%, and more preferably 0.030%.
  • the upper limit of the Al content is set to 0.10%.
  • the upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.070%.
  • Ca (Ca: 0 to 0.0050%)
  • Ca (calcium) is an element effective for controlling the form of sulfide, suppresses the formation of coarse MnS, and contributes to the improvement of toughness.
  • the lower limit of Ca content is 0%, but in order to obtain this effect with certainty, the lower limit of Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%.
  • the toughness may decrease, so the upper limit of the Ca content is 0.0050%.
  • the upper limit of the preferable Ca content is 0.0030%, and the upper limit of the more preferable Ca content is 0.0025%.
  • Zr 0 to 0.0050%
  • Zr zirconium precipitates as carbide and nitride and contributes to precipitation strengthening of steel.
  • the lower limit of the Zr content is 0%, but in order to ensure this effect, the lower limit of the Zr content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Zr content is set to 0.0050%.
  • the upper limit of the preferable Zr content is 0.0030%, and the more preferable upper limit of the Zr content is 0.0020%.
  • Mg manganesium
  • the lower limit of the Mg content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of Mg content is made 0.0050%.
  • the upper limit of the preferable Mg content is 0.0040%, and the more preferable upper limit is 0.0030%.
  • REM 0 to 0.0050%
  • REM rare earth element
  • the lower limit of the REM content is 0%, but in order to reliably obtain this effect, the lower limit of the REM content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the REM content is set to 0.0050%.
  • a preferable upper limit of the content of REM is 0.0040%, and a more preferable upper limit is 0.0030%.
  • the balance other than the above elements is composed of Fe and impurities.
  • impurities are elements that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when industrially manufacturing wear-resistant steel.
  • the area ratio of the metal structure of the wear-resistant steel according to the present invention is measured by corroding a sample taken from a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate with a nital solution, and scanning electron microscope (SEM). It is done by observing. Specifically, 20 ⁇ 20 straight lines are drawn vertically and horizontally at an interval of 10 ⁇ m on an image obtained by photographing a corroded sample with an SEM, and the metal structure at the position of the lattice point is martensite, lower bainite, or upper bainite. It is determined whether or not.
  • the total (area%) of the area ratio of martensite and lower bainite at a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface is calculated from the result of the determination.
  • “upper bainite” means that cementite is present at the lath interface (between laths)
  • “lower bainite” means that cementite is present inside the lath.
  • the lath refers to a metal structure generated in the prior austenite grain boundary by martensitic transformation.
  • the sum of the area ratios of martensite and lower bainite in the metal structure at a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel material Needs to be 50 to 100%.
  • the upper limit of the total area ratio of martensite and lower bainite is 100%, but it may be 99% or 98%.
  • the lower limit of the total area ratio of martensite and lower bainite is preferably 60%, more preferably 70%, 80%, 90% or 95%.
  • the lower limit of the martensite area ratio may be 50%. If necessary, the lower limit of the martensite area ratio may be 70%, 80%, or 90%.
  • the upper limit of the martensite area ratio may be 100% or 95%.
  • a cutting method (JIS G0551: 2013) is adopted to determine the prior austenite average crystal grain size in the metal structure of the wear-resistant steel according to the present invention. Specifically, first, a prior austenite grain boundary is caused to appear by corroding a sample collected from a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface with a picric acid solution. Next, a photograph is taken with an optical microscope, and a straight test line having a length of 2 mm to 10 mm (may be divided into a plurality of parts) is drawn on the photographed image, and the number of crystal grain boundaries at which the test line is divided is counted.
  • average line segment length test line length / number of grain boundaries at which the test line is divided.
  • the prior austenite average crystal grain size is 20 ⁇ m or less, more preferably 18 ⁇ m or less.
  • the lower limit of a prior austenite average crystal grain diameter shall be 5 micrometers.
  • the prior austenite average crystal grain size is 7 ⁇ m or more, more preferably 9 ⁇ m or more or 11 ⁇ m.
  • the average aspect ratio of the prior austenite grains may be set to 2.0 or less at a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate.
  • the average aspect ratio is more preferably 1.5 or less, and further preferably 1.2 or less.
  • the “average aspect ratio of prior austenite grains” is the average value of the aspect ratios of prior austenite grains at a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel sheet.
  • the number of prior austenite grains to be measured is 50.
  • the aspect ratio of a certain prior austenite grain is obtained by dividing the length of the prior austenite grain in the rolling direction by the length of the prior austenite grain in the plate thickness direction.
  • the length of the prior austenite grains in the rolling direction and the thickness direction is measured with an optical microscope by observing the plane (plane perpendicular to the width direction of the steel sheet) including the thickness direction and the rolling direction of the steel sheet, that is, the L section. Can be done.
  • the hardness of the steel is indicated by Brinell hardness, and the Brinell hardness of the wear resistant steel according to the present invention is 360-440.
  • the measurement position of the Brinell hardness is a position of 1 mm in the thickness direction from the steel material surface.
  • the surface to be measured is a surface parallel to the steel surface. In that plane, the Brinell hardness is measured at three points, and the average value is defined as the Brinell hardness of the present invention.
  • the Brinell hardness is measured according to JIS Z2243: 2008, using a cemented carbide ball having an indenter diameter of 10 mm with a test force of 3000 kgf (HBW10 / 3000).
  • the Brinell hardness of the wear resistant steel according to the present invention is preferably 370 or more, more preferably 380 or more, and further preferably 390 or more.
  • the toughness of steel can be shown by the absorbed energy in the Charpy impact test.
  • the absorbed energy of the wear resistant steel according to the present invention is 27 J or more.
  • the Charpy impact test conforms to JIS Z2242: 2005, and is performed at ⁇ 40 ° C. in order to evaluate low-temperature toughness using Charpy test specimens taken from 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface. .
  • the absorbed energy of the wear resistant steel according to the present invention in the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. is preferably 40 J or more, more preferably 50 J or more, still more preferably 60 J or more, and most preferably 70 J or more.
  • the upper limit is not particularly required, but may be 400J or 300J.
  • the wear-resistant steel according to the present invention that is, having the above-described chemical composition and having a metal structure at a position of 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface, the total area ratio of martensite and lower bainite: 50 to Abrasion resistant steel having 100% old austenite average grain size: 5 to 23 ⁇ m has an absorption energy of Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. of 27 J or more. Further, the total area ratio of martensite and lower bainite at a position of 1/4 of the thickness is 50 to 100%, and has a Brinell hardness of 360 to 440 at a position of 1 mm from the surface in the thickness direction.
  • the thickness (plate thickness) of the wear resistant steel is not particularly limited. For example, it is 15 mm or more, 20 mm or more, 30 mm or more, or 40 mm or more, and may be 100 mm or less, 90 mm or less, 80 mm or less, or 70 mm or less. According to the present invention, by controlling the temperature and reduction ratio at the time of hot rolling and the temperature at the end of hot rolling, and further controlling the temperature of reheating and quenching, the austenite grains can be obtained regardless of the plate thickness. It can be appropriately refined to ensure sufficient hardenability.
  • the number of nucleation sites for austenite reverse transformation can be increased by performing hot rolling by controlling the temperature and the rolling reduction, allowing to cool, and then reheating at an appropriate temperature.
  • the reverse transformation to austenite is completed, it becomes possible to appropriately refine the prior austenite grains inside the steel material.
  • This effect can be obtained regardless of the plate thickness of the steel plate, and can be applied even when the plate thickness is large (for example, 15 mm or more, particularly 40 mm or more), which has been difficult in the past.
  • the shape of the wear resistant steel is not particularly limited, but may be a steel plate.
  • the method for producing the slab used for producing the wear resistant steel according to the present invention is not particularly limited. For example, after adjusting the chemical composition of molten steel, it can cast and obtain a slab.
  • the thickness of the slab is preferably 200 mm or more from the viewpoint of productivity. Further, considering the reduction of segregation and the uniformity of the heating temperature before hot rolling, the thickness of the slab is preferably 350 mm or less.
  • Such a slab can be used in the manufacturing method of the wear-resistant steel which concerns on this invention demonstrated below.
  • the slab is heated to 1000 to 1350 ° C. before hot rolling. If the heating temperature of the slab is less than 1000 ° C, the alloy element may not be sufficiently dissolved, so the lower limit is set to 1000 ° C. On the other hand, when the heating temperature of the slab becomes higher than 1350 ° C., the scale of the surface of the slab, which is the raw material, is liquefied and hinders production, so the upper limit is set to 1350 ° C.
  • heating at 1100 to 1350 ° C. for the purpose of reducing the solid solution and segregation of alloy elements may be applied before this heating.
  • the heated slab in order to increase the density of austenite nucleation during reheating by refining and flattening the prior austenite grains after hot rolling, the heated slab is made 20% or more above 1000 to 825 ° C.
  • Hot rolling is performed at a reduction ratio of. If this rolling reduction is less than 20%, refinement of the prior austenite grains after hot rolling may be insufficient and the toughness may be reduced.
  • the rolling reduction at 1000 to 825 ° C. is preferably 25% or more, and more preferably 30% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction at over 1000 to 825 ° C. is preferably 75% or less.
  • hot rolling is further performed at a rolling rate of 10% or more at 825 to 730 ° C. in order to increase the density of austenite nucleation at the time of reheating while leaving the rolling strain after hot rolling and after standing to cool. If this rolling reduction is less than 10%, refinement of the prior austenite grains after hot rolling may be insufficient and the toughness may be reduced.
  • the rolling reduction at 825 to 730 ° C. is preferably 15% or more, and more preferably 20% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction at 825 to 730 ° C. is preferably 80% in order to prevent a decrease in hardenability due to excessive refining of austenite grains during reheating and quenching.
  • the temperature at the end of hot rolling is 730 ° C. or higher.
  • the temperature at the end of hot rolling may preferably be 740 ° C or higher, 750 ° C or higher, or 760 ° C or higher.
  • the temperature at the end of hot rolling may preferably be 820 ° C. or lower, 810 ° C. or lower, 800 ° C. or lower, 790 ° C. or lower, or 780 ° C. or lower.
  • the austenite grains can be refined and flattened during hot rolling by the hot rolling process according to the present invention. Thereby, it becomes possible to increase the nucleation site of the austenite reverse transformation at the time of reheating when quenching after hot rolling. Therefore, even when the steel plate is thick, the prior austenite grains inside the steel plate can be appropriately refined, thereby ensuring high hardness and low temperature toughness.
  • the steel sheet that has been allowed to cool after hot rolling is reheated to a temperature of 860 ° C. or higher, and then quenched by accelerated cooling (water cooling). That is, the steel plate obtained by performing this process is a reheat quenching material (RQ material).
  • RQ material reheat quenching material
  • the reheating temperature is less than 860 ° C., the solid solution of the alloy element becomes insufficient, and the austenite reverse transformation is not completed 100% and the hardenability may be lowered. Therefore, the lower limit of the reheating temperature is 860 ° C.
  • the upper limit of the reheating temperature is preferably 930 ° C.
  • the cooling rate during quenching is 5 ° C./second or more.
  • the steel plate (RQ material) obtained by performing this process can refine the prior austenite grains as compared with the steel plate (DQ material) obtained by direct quenching without reheating and quenching.
  • the average aspect ratio of the prior austenite grains may be reduced as compared with the DQ material.
  • the wear-resistant steel produced by hot rolling and quenching under the above conditions has excellent hardness and low temperature toughness.
  • such wear-resistant steel has a Brinell hardness of 360 to 440, and the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. at a position of 1 ⁇ 4 of the thickness in the thickness direction from the surface is 27 J. That's it.
  • the manufacturing method of the wear-resistant steel according to the present invention does not require an advanced steelmaking technique, and can reduce the manufacturing load and the work period. Therefore, the industrial contribution is extremely remarkable, such as improving the reliability of the construction machine without impairing the economy.
  • a steel having a chemical composition shown in Table 1 was melted, and a slab having a thickness of 240 to 300 mm was manufactured by continuous casting. Steel was melted in a converter, primary deoxidized, alloy elements were added to adjust the chemical composition, and vacuum degassing was performed as necessary. The slab thus obtained was heated, subjected to hot rolling, allowed to cool, and then quenched to produce a steel plate. Production No. About 57 and 58 (comparative example), it is DQ material which performed accelerated cooling (water cooling) immediately after hot rolling (it did not reheat). The content of each element shown in Table 1 is obtained by chemical analysis of a sample collected from steel after production.
  • Heating temperature of slab during production production conditions such as hot rolling, Brinell hardness of the produced sample, total area ratio of martensite and lower bainite at 1/4 position of thickness from surface to thickness direction , Old austenite average crystal grain size at 1/4 position of thickness from surface to thickness direction, and absorbed energy of Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. at position of 1/4 thickness from surface to thickness direction
  • production conditions such as hot rolling, Brinell hardness of the produced sample, total area ratio of martensite and lower bainite at 1/4 position of thickness from surface to thickness direction , Old austenite average crystal grain size at 1/4 position of thickness from surface to thickness direction, and absorbed energy of Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. at position of 1/4 thickness from surface to thickness direction
  • Table 2 and Table 3 The values of are shown in Table 2 and Table 3, respectively.
  • the sum of the area ratios of the martensite and lower bainite in the metal structure at a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface is obtained by corroding the steel slab with a nital solution and observing with SEM as described above. Can be determined. Specifically, 20 ⁇ 20 straight lines are drawn vertically and horizontally at 10 ⁇ m intervals on an image taken by SEM, and whether the metal structure at the position of the lattice point is martensite, lower bainite, or upper bainite. The total area ratio of martensite and lower bainite was calculated as area%.
  • the old austenite average crystal grain size at the position of 1/4 of the thickness from the surface, as described above, shows the former austenite grain boundary by corroding the steel slab with a picric acid solution.
  • a straight test line having a length of 2 mm to 10 mm (which may be divided into a plurality of parts) was drawn on the image taken in step 1, and the number of crystal grain boundaries where the test line was divided was counted.
  • the old austenite average crystal grain size was calculated by dividing the length of the test line by the number of grain boundaries where the test line was divided to obtain the average line segment length.
  • the average aspect ratio of the prior austenite grain size was 2.0 or less.
  • the Charpy impact test was performed at ⁇ 40 ° C. according to JIS Z2242: 2005.
  • the measurement of Brinell hardness was performed with a test force of 3000 kgf using a cemented carbide ball having a diameter of 10 mm indenter in accordance with JIS Z2243: 2008 at a position of 1 mm in the thickness direction from the surface (HBW10 / 3000). .
  • the target values of the hardness and toughness of the wear resistant steel according to the present invention are Brinell hardness of 360 to 440, and absorbed energy of Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. is 27 J or more.
  • Production No. 1-9, no. 12-14, no. 16-23, 34 and 37-48 are the chemical composition, heating temperature, rolling reduction in hot rolling above 1000-825 ° C, rolling reduction in hot rolling at 825-730 ° C, The temperature at the end and the reheating temperature met the scope of the present invention.
  • the total area ratio of martensite and lower bainite and the prior austenite average crystal grain size are within the range of the present invention, and the Brinell hardness is within the range of 360 to 440, which is the target of the present invention.
  • the absorbed energy of the Charpy impact test at 40 ° C. satisfied the target of the present invention of 27 J or more.
  • Manufacturing No. No. 10 had a low rolling reduction at 1000 to over 825 ° C., so that the prior austenite average crystal grain size at a quarter of the thickness in the thickness direction from the surface exceeded 23 ⁇ m, and thereby Charpy at ⁇ 40 ° C. This is an example in which the absorbed energy of the impact test did not satisfy the target.
  • Manufacturing No. No. 11 had a low rolling reduction at 825 to 730 ° C., so that the old austenite average crystal grain size at a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface exceeded 23 ⁇ m, thereby causing Charpy impact at ⁇ 40 ° C. This is an example in which the absorbed energy of the test did not satisfy the target.
  • Manufacturing No. 24 is an example in which the C content was low and the Brinell hardness did not meet the target.
  • production No. No. 25 is an example in which the C content was high and the absorbed energy of the Brinell hardness and the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. did not reach the target value.
  • production No. No. 26 has a high Si content.
  • No. 27 has a high Mn content.
  • No. 28 has a high P content.
  • No. 29 has a large S content
  • production No. No. 30 has a high Cu content.
  • No. 31 has a high Al content.
  • No. 32 has a large Ti content
  • production No. No. 33 is an example in which the absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. did not reach the target value in any steel sample because of its high N content.
  • the manufacturing No. in Table 3 35 is an example where the temperature at the end of hot rolling was less than 730 ° C., so that the prior austenite grains after reheating and quenching were excessively refined, the hardenability decreased, and the Brinell hardness did not satisfy the target It is.
  • Manufacturing No. 36 and no. Nos. 49 to 56 had a reduction rate of 0% at 825 to 730 ° C., so that the prior austenite grain size after reheating and quenching exceeded 23 ⁇ m, so that the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. was targeted. This is an example of dissatisfaction.
  • Manufacturing No. No. 57 had a reduction rate of 0% at 825 to 730 ° C. and was not reheat-quenched (it was a DQ material), so the prior austenite grain size exceeded 23 ⁇ m, thereby causing Charpy at ⁇ 40 ° C. This is an example in which the absorbed energy of the impact test did not satisfy the target.
  • wear-resistant steel having excellent low-temperature toughness that can be used even in cold regions can be obtained.

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～１．２０％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０１７％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．０１～０．７０％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０～１．５０％、Ｍｏ：０～０．８０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｔｉ：０～０．０３０％、Ｂ：０～０．００３０％、Ｎ：０．０００１～０．００７０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、及びＲＥＭ：０～０．００５０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織が、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計：５０～１００％、旧オーステナイト平均結晶粒径：５～２３μｍであり、表面から厚さ方向に１ｍｍの位置において、ブリネル硬さ：３６０～４４０であることを特徴とする、耐摩耗鋼及びその製造方法である。

Description

耐摩耗鋼及びその製造方法
　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、高靭性を有する耐摩耗鋼及びそ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。
　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ことで、低温靭性を有する耐摩耗厚鋼板を製造する方法が提案されている。
　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。
特開２０１２－２１４８９０号公報 特開２０１４－１９４０４２号公報 特表２０１６－５０９６３１号公報
　特許文献１に記載の方法で製造された鋼板は、Ｃ含有量が大き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。
　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。
　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ことが、本発明者らの検討により明らかになっている。したがって、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。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、新規な構成により、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及びその製造方法を提供することを目的とする。具体的には、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での吸収エネルギーが２７Ｊ以上であり、ブリネル硬さ（表面から厚さ方向に１ｍｍの位置におけるブリネル硬さ）が３６０～４４０である、耐摩耗鋼及びそ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）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０～０．２０％、
　Ｓｉ：０．０１～１．２０％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．０１７％未満、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｃｕ：０．０１～０．７０％、
　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
　Ｃｒ：０～１．５０％、
　Ｍｏ：０～０．８０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．０５０％、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｔｉ：０～０．０３０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
　Ｎ：０．０００１～０．００７０％、
　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　Ｚｒ：０～０．００５０％、
　Ｍｇ：０～０．００５０％、及び
　ＲＥＭ：０～０．００５０％
　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織が、
　マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計：５０～１００％、
　旧オーステナイト平均結晶粒径：５～２３μｍであり、
　表面から厚さ方向に１ｍｍの位置において、
　ブリネル硬さ：３６０～４４０
　であることを特徴とする、耐摩耗鋼。
　（２）
　厚さが１５ｍｍ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の耐摩耗鋼。
　（３）（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを１０００～１３５０℃に加熱する工程、
　加熱されたスラブを、１０００～８２５℃超において２０％以上の圧下率で、次いで８２５～７３０℃において１０％以上の圧下率で熱間圧延し、熱間圧延の終了時の温度が７３０℃以上である工程、
　熱間圧延された鋼板を放冷する工程、及び
　放冷した鋼板を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。
　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。特に、板厚が厚い場合であっても、優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼を得ることができる。
　＜耐摩耗鋼＞
　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５～２３μｍにすることを知見した。
　本発明者らは、旧オーステナイト粒を微細化するための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、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。
　また、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も知見した。そして、上述したように、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を微細化して扁平にしておくことができる。それによって、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、すなわち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。
　さらに熱間圧延の終了時の温度を制御することも重要である。これは、熱間圧延の終了時の温度を低くし過ぎると、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒が過度に微細化し、それによって焼入れが十分になされず、硬度が低下する場合があるためである。
　また、低温靭性を有する耐摩耗鋼を得るためには、旧オーステナイトの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金属組織とするとよい。加えて、靭性向上には、各種合金の適切な組み合わせが重要である。
　特に、微細なオーステナイト粒を得た場合には、一般的に焼入れ性が低下する傾向にあり、焼入れを行っても十分な硬度が得られない場合がある。そのため、Ｃｕ、Ｎｉの添加により、焼入れ性を高めるとよい。
　［耐摩耗鋼の化学組成］
　以下、本発明に係る耐摩耗鋼の構成要件について説明する。まず、鋼の化学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。
　（Ｃ：０．１０～０．２０％）
　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％である。より好ましいＣ含有量の下限は、０．１２％である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、本発明の目標であるブリネル硬さ４４０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０．２０％とする。靭性をより向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．１６％とすることが好ましく、０．１５％とすることがより好ましい。
　（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。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。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％とする。より好ましくはＳｉ含有量の上限を０．７０％又は０．５０％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０．５０％にすることが好ましく、１．００％と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１．７０％又は１．５０％であり、より好ましい上限は１．４０％又は１．３０％である。
　（Ｐ：０．０１７％未満）
　Ｐ（リン）は、不純物であり、粒界などに偏析し、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。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１３％以下である。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０１０％以下である。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０％であるが、０．００１％未満にすると製造コストが著しく増大するため、例えば、Ｐ含有量の下限は０．００１％、０．００２％、０．００３％、又は０．００５％であってもよい。
　（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓ（硫黄）は、不純物であり、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。好ましくは、Ｓ含有量は０．００７％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。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０％であるが、０．００１％未満にすると製造コストが著しく増大するため、例えば、Ｓ含有量の下限は０．００１％、０．００２％又は０．００３％であってもよい。
　（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、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量の下限を、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．２０％としてもよい。しかし、Ｃｕの過剰な添加は、靭性低下や鋳造後のスラブ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。好ましくは、Ｃｕ含有量の上限を０．６０％とし、より好ましくは０．５０％とする。
　（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、Ｎｉ含有量の下限は０．０１％とする。好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上であり、より好ましいＮｉ含有量は０．３０％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。好ましくは、Ｎｉ含有量の上限を０．９０％とし、より好ましくは０．８０％とする。
　（Ｃｒ：０～１．５０％）
　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元素である。Ｃｒ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０５％とすることがより好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、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１．００％、より好ましくは０．９５％とする。
　（Ｍｏ：０～０．８０％）
　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。Ｍｏ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０５％とすることがより好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えると、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。好ましくは、Ｍｏ含有量の上限を０．６０％、より好ましくは０．５５％とする。
　（Ｗ：０～０．５０％）
　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。Ｗ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｗ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましく、０．０１％とすることがより好ましく、０．０５％とすることがさらにより好ましい。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、含有量の上限を０．５０％とする。好ましくは、含有量の上限を０．０８％とし、より好ましくは含有量の上限を０．０７％又は０．０６％とする。
　（Ｎｂ：０～０．０５０％）
　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。Ｎｂ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％とすることがより好ましい。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％とする。好ましくはＮｂ含有量の上限を０．０４０％、より好ましくは０．０３０％とする。
　（Ｖ：０～０．２０％）
　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。Ｖ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましく、０．０１０％とす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％とする。好ましくはＶ含有量の上限を０．１５％、より好ましくは０．１０％とする。
　（Ｔｉ：０～０．０３０％）
　Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定する元素である。Ｔｉ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。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、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とす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。
　（Ｂ：０～０．００３０％）
　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、また粒界に偏析して粒界を強化して靭性を向上させる元素である。Ｂ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましく、０．０００５％とす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。好ましくはＢ含有量の上限を０．００１５％、より好ましくは０．００１０％とする。
　（Ｎ：０．０００１～０．００７０％）
　Ｎ（窒素）は、ＴｉＮを形成し、金属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％とする。好ましくは、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とし、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、Ｎ含有量の上限を０．００７０％とする。好ましくは、Ｎ含有量の上限を０．００５０％、より好ましくは０．００４０％とする。
　（Ａｌ：０．００１～０．１０％）
　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Ａｌ含有量の下限は０．００１％とする。Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０３０％とすることがより好ましい。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０．１０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の上限を０．０８０％とし、より好ましくは０．０７０％とする。
　（Ｃａ：０～０．００５０％）
　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。Ｃａ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましく、０．００１０％とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、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。好ましいＣａ含有量の上限は０．００３０％であり、より好ましいＣａ含有量の上限は０．００２５％である。
　（Ｚｒ：０～０．００５０％）
　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。Ｚｒ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｚｒ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましく、０．００１０％とすることがより好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると、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％とする。好ましいＺｒ含有量の上限は０．００３０％であり、より好ましいＺｒ含有量の上限は０．００２０％である。
　（Ｍｇ：０～０．００５０％）
　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。Ｍｇ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましく、０．０００５％とすることがより好ましい。一方、０．００５０％超のＭｇを添加しても、上記効果が飽和することから、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましいＭｇの含有量の上限は０．００４０％であり、より好ましい上限は０．００３０％である。
　（ＲＥＭ：０～０．００５０％）
　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。ＲＥＭ含有量の下限は０％であるが、この効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましく、０．０００５％とすることがより好ましい。一方、０．００５０％超のＲＥＭを添加しても、上記効果が飽和することから、ＲＥＭ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましいＲＥＭの含有量の上限は０．００４０％であり、より好ましい上限は０．００３０％である。
　本発明の耐摩耗鋼において、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る。
　［耐摩耗鋼の物性］
　次に、金属組織の面積率及び旧オーステナイト平均結晶粒径を限定した理由を説明する。本発明において、金属組織の面積率及び旧オーステナイト平均結晶粒径の測定は、鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置で行われる。
　（金属組織の面積率）
　本発明に係る耐摩耗鋼の金属組織の面積率の測定は、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サンプルをナイタール溶液で腐食させて走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより行われる。具体的には、腐食させたサンプルをＳＥＭ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金属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する。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及び下部ベイナイトの面積率の合計（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。本発明によれば、低温靭性を有する耐摩耗鋼を得るためには、鋼材の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織において、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計が５０～１００％である必要がある。マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計が５０％未満となると、靭性が低下する。また、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計の上限は、１００％であるが、９９％、又は９８％であってもよい。マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計の下限は好ましくは６０％、より好ましくは７０％、８０％、９０％又は９５％である。マルテンサイトの面積率の下限を５０％としてもよい。必要に応じて、マルテンサイトの面積率の下限を７０％、８０％又は９０％としてもよい。マルテンサイトの面積率の上限を１００％又は９５％としてもよい。
　（旧オーステナイト平均結晶粒径）
　本発明に係る耐摩耗鋼の金属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サンプル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る。次いで、光学顕微鏡で撮影し、撮影した画像に、長さ２ｍｍ～１０ｍｍの直線状の試験線（複数に分割されていても良い）を引き、試験線が分断する結晶粒界の数を数える。次いで、試験線の長さを、試験線が分断した結晶粒界の数で割って平均線分長を求める（すなわち、平均線分長＝試験線長さ／試験線が分断する結晶粒界数）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。本発明によれば、低温靭性を有する耐摩耗鋼を得るためには、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が２３μｍ以下である必要がある。旧オーステナイト平均結晶粒径が２３μｍを超えると、靭性が低下する。好ましくは、旧オーステナイト平均結晶粒径は２０μｍ以下、より好ましくは１８μｍ以下である。また、焼入れ性の低下を防ぐため、旧オーステナイト平均結晶粒径の下限値を５μｍとする。好ましくは、旧オーステナイト平均結晶粒径は７μｍ以上、より好ましくは９μｍ以上又は１１μｍである。
　後述する製造方法により得られる耐摩耗鋼においては、熱間圧延後直ちに水冷による直接焼入れを採用していないため、直接焼入れした場合に比べて伸長した旧オーステナイト粒はない。このため、鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置で、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を２．０以下としてもよい。この平均アスペクト比が１．５以下であるとより好ましく、１．２以下であるとさらに好ましい。本発明において、「旧オーステナイト粒の平均アスペクト比」は、鋼板の表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置での旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値である。ただし、測定する旧オーステナイト粒の個数は、５０個とする。ここで、ある１つの旧オーステナイト粒のアスペクト比は、旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを旧オーステナイト粒の板厚方向の長さで割ることで求められる。旧オーステナイト粒の圧延方向及び板厚方向の長さの測定は、光学顕微鏡により、鋼板の板厚方向と圧延方向を含む面（鋼板の幅方向に垂直な面）、すなわちＬ断面を観察する事で行うことができる。
　（ブリネル硬さ）
　鋼の硬度はブリネル硬さで示され、本発明に係る耐摩耗鋼のブリネル硬さは３６０～４４０である。ブリネル硬さの測定位置は、鋼材表面から厚さ方向に１ｍｍの位置である。ただし、測定する面は鋼材表面に平行な面である。その面においてブリネル硬さを３点測定し、その平均値を本発明のブリネル硬さとする。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ブリネル硬さは、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以上である。
　（－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、本発明に係る耐摩耗鋼の吸収エネルギーは２７Ｊ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。本発明に係る耐摩耗鋼の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、好ましくは４０Ｊ以上、より好ましくは５０Ｊ以上、さらに好ましくは６０Ｊ以上、最も好ましくは７０Ｊ以上である。その上限は特に定める必要はないが、４００Ｊ又は３００Ｊとしてもよい。
　本発明に係る耐摩耗鋼、すなわち、上述の化学組成を有し、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織が、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計：５０～１００％、旧オーステナイト平均結晶粒径：５～２３μｍである耐摩耗鋼は、２７Ｊ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及び下部ベイナイトの面積率の合計が５０～１００％であり、表面から厚さ方向に１ｍｍの位置において３６０～４４０のブリネル硬さを有する。
　（耐摩耗鋼の厚さ）
　耐摩耗鋼の厚さ（板厚）は、特に限定されない。例えば、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及び熱間圧延の終了時の温度を制御し、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、温度と圧下率を制御して熱間圧延を行い、放冷後、適切な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適切に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。
　＜耐摩耗鋼の製造方法＞
　次に、本発明に係る耐摩耗鋼の製造方法の一例について説明する。
　本発明に係る耐摩耗鋼を製造するのに使用されるスラブの製造方法は特に限定されない。例えば、溶鋼の化学組成を調整した後、鋳造し、スラブを得ることができる。スラブの厚みは、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、スラブの厚みは３５０ｍｍ以下が好ましい。このようなスラブを、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）
　次に、熱間圧延を行う前にスラブを１０００～１３５０℃に加熱する。スラブの加熱温度が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。一方、スラブの加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材であるスラブ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。
　なお、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１１００～１３５０℃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、加熱されたスラブを、１０００～８２５℃超において２０％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。１０００～８２５℃超での圧下率は２５％以上であると好ましく、３０％以上であるとより好ましい。なお、再加熱焼入れ時の過度なオーステナイト粒の微細化による焼入れ性の低下を防ぐため、１０００～８２５℃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、熱間圧延後及び放冷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８２５～７３０℃において１０％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。８２５～７３０℃での圧下率は１５％以上であると好ましく、２０％以上であるとより好ましい。なお、再加熱焼入れ時の過度なオーステナイト粒の微細化による焼入れ性の低下を防ぐため、８２５～７３０℃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、本発明では、熱間圧延の終了時の温度は７３０℃以上である。熱間圧延の終了時の温度が７３０℃未満になると、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒が過度に微細化し、焼入れ性が低下し硬度が不十分になる場合がある。熱間圧延の終了時の温度は好ましくは７４０℃以上、７５０℃以上又は７６０℃以上であってもよい。また、熱間圧延の終了時の温度は好ましくは８２０℃以下、８１０℃以下、８００℃以下、７９０℃以下、又は７８０℃以下であってもよい。
　本発明に係る熱間圧延工程により、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化して扁平にしておくことができる。それによって、熱間圧延後に焼入れする際の再加熱時の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。よって、鋼板の板厚が厚い場合であっても、鋼板の内部の旧オーステナイト粒を適切に微細化することができ、それにより高い硬度及び低温靭性を確保することが可能となる。
　（放冷工程）
　次いで、熱間圧延された鋼板を大気中で放冷する。水冷を適用しないことで、鋼板の形状不良を大幅に抑制することができる。水冷する場合は水素脆化が問題になる場合がある。放冷は、例えば４００℃まで行えば十分である。
　（再加熱・焼入れ工程）
　次に、熱間圧延後に放冷した鋼板を、８６０℃以上の温度に再加熱して、その後加速冷却（水冷）することで焼入れする。すなわち、この工程を行って得られる鋼板は再加熱焼入れ材（ＲＱ材）である。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℃が好ましい。焼入れの際の冷却速度は５℃／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。本工程を行って得られた鋼板（ＲＱ材）は、再加熱焼入れを行わない直接焼入れを行って得られた鋼板（ＤＱ材）に比べて、旧オーステナイト粒を微細化することができる。また、ＤＱ材に比べて旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を小さくすることができる場合がある。
　以上の条件で熱間圧延及び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、ブリネル硬さが３６０～４４０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２７Ｊ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。
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金元素を添加して化学組成を調整し、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スラブを加熱し、熱間圧延を行い、放冷した後に焼入れを行い、鋼板を製造した。なお、製造Ｎｏ．５７及び５８（比較例）については、熱間圧延後直ちに加速冷却（水冷）を行った（再加熱を行わなかった）ＤＱ材である。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　製造の際のスラブの加熱温度、熱間圧延等の製造条件、製造した試料のブリネル硬さ、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及び下部ベイナイトの面積率の合計、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２及び表３に示す。
　表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織のマルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計は、上述したように、鋼片をナイタール溶液で腐食してＳＥＭ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、ＳＥＭ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金属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、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計を面積％で算出した。
　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、長さ２ｍｍ～１０ｍｍの直線状の試験線（複数に分割されていても良い）を引き、試験線が分断する結晶粒界の数を数えた。次いで、試験線の長さを、試験線が分断した結晶粒界の数で割って平均線分長を求めることで旧オーステナイト平均結晶粒径を算出した。また、本発明に係る全ての例において、旧オーステナイト粒径の平均アスペクト比は２．０以下であった。
　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、表面から厚さ方向に１ｍｍの位置において、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）。
　本発明に係る耐摩耗鋼の硬度及び靭性の目標値は、ブリネル硬さが３６０～４４０、－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ以上である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２及び表３に示すように、本発明例である製造Ｎｏ．１～９、Ｎｏ．１２～１４、Ｎｏ．１６～２３、３４及び３７～４８は、化学組成、加熱温度、１０００～８２５℃超での熱間圧延での圧下率、８２５～７３０℃での熱間圧延での圧下率、熱間圧延の終了時の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、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計並びに旧オーステナイト平均結晶粒径が本発明の範囲内であり、ブリネル硬さが本発明の目標である３６０～４４０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である２７Ｊ以上を満たしていた。
　一方、表２の製造Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１５、及びＮｏ．２４～３３、並びに表３の製造Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３６及びＮｏ４９～５８は、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．１０は、１０００～８２５℃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２３μｍ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．１１は、８２５～７３０℃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２３μｍ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．１５は、再加熱温度が８６０℃未満であったため、焼入れ性が低下し、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計が５０％未満となり、それによって、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．２４はＣ含有量が少なく、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．２５はＣ含有量が多く、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。さらに、製造Ｎｏ．２６はＳｉ含有量が多く、製造Ｎｏ．２７はＭｎ含有量が多く、製造Ｎｏ．２８はＰ含有量が多く、製造Ｎｏ．２９はＳ含有量が多く、製造Ｎｏ．３０はＣｕ含有量が多く、製造Ｎｏ．３１はＡｌ含有量が多く、製造Ｎｏ．３２はＴｉ含有量が多く、製造Ｎｏ．３３はＮ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。
　また、表３の製造Ｎｏ．３５は、熱間圧延の終了時の温度が７３０℃未満であったため、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒が過度に微細化し、焼入れ性が低下し、ブリネル硬さが目標を満足しなかった例である。
　製造Ｎｏ．３６及びＮｏ．４９～５６は、８２５～７３０℃においての圧下率が０％であったため、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２３μｍ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．５７は、８２５～７３０℃においての圧下率が０％であり、再加熱焼入れを行わなかった（ＤＱ材であった）ため、旧オーステナイト粒径が２３μｍ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．５８は、再加熱焼入れを行わなかった（ＤＱ材であった）ため、旧オーステナイト粒径が２３μｍを超え、かつ、マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計が５０％未満となり、それによってブリネル硬さ及び－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。
　本発明により、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を得ることができる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．２０％、
    　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
    　Ｐ：０．０１７％未満、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃｕ：０．０１～０．７０％、
    　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｒ：０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．８０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０～０．０５０％、
    　Ｖ：０～０．２０％、
    　Ｔｉ：０～０．０３０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    　Ｎ：０．０００１～０．００７０％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　Ｚｒ：０～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０～０．００５０％、及び
    　ＲＥＭ：０～０．００５０％
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置における金属組織が、
    　マルテンサイト及び下部ベイナイトの面積率の合計：５０～１００％、
    　旧オーステナイト平均結晶粒径：５～２３μｍであり、
    　表面から厚さ方向に１ｍｍの位置において、
    　ブリネル硬さ：３６０～４４０
    であることを特徴とする、耐摩耗鋼。
  2. 　厚さが１５ｍｍ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の耐摩耗鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の化学組成を有するスラブを１０００～１３５０℃に加熱する工程、
    　加熱されたスラブを、１０００～８２５℃超において２０％以上の圧下率で、次いで８２５～７３０℃において１０％以上の圧下率で熱間圧延し、熱間圧延の終了時の温度が７３０℃以上である工程、
    　熱間圧延された鋼板を放冷する工程、及び
    　放冷した鋼板を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。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
WO2021054015A1 (ja) * 2019-09-17 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
RU2745831C1 (ru) * 2020-08-11 2021-04-01 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ получения высокопрочного толстолистового стального проката на реверсивном стане
CN113088805A (zh) * 2021-02-23 2021-07-09 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种经济型高耐磨钢球及其制造方法
WO2022025135A1 (ja) * 2020-07-28 2022-02-03 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼
CN114277306A (zh) * 2020-09-27 2022-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种1000MPa级工程机械用高强钢及其生产方法
WO2022224458A1 (ja) * 2021-04-23 2022-10-27 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼板
CN115522123A (zh) * 2022-09-20 2022-12-27 南通新兴机械制造有限公司 一种整体铸造重型链条用高强韧耐磨低合金铸钢及其制备方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113046648B (zh) * 2021-03-11 2022-04-12 中原内配集团股份有限公司 一种耐磨铸钢及其制备方法和应用

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011061812A1 (ja) * 2009-11-17 2011-05-26 住友金属工業株式会社 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
JP2012214890A (ja) 2011-03-29 2012-11-08 Jfe Steel Corp 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
WO2014045553A1 (ja) * 2012-09-19 2014-03-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板
JP2014194042A (ja) 2013-03-28 2014-10-09 Jfe Steel Corp 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
WO2015115086A1 (ja) * 2014-01-28 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP2015193873A (ja) * 2014-03-31 2015-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 腐食環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板
JP2016509631A (ja) 2013-03-28 2016-03-31 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高性能の低合金耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP2017186592A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4735167B2 (ja) * 2005-09-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法
JP5151510B2 (ja) * 2008-01-30 2013-02-27 新日鐵住金株式会社 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法
JP5683327B2 (ja) 2011-03-07 2015-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板
JP5833964B2 (ja) * 2012-03-29 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法
JP6228491B2 (ja) * 2013-08-26 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
EP3042976B1 (en) * 2013-08-30 2020-05-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional corrosion resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe
WO2017017933A1 (ja) * 2015-07-27 2017-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN105586534B (zh) * 2016-02-22 2017-08-25 山东钢铁股份有限公司 一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法
JP6477570B2 (ja) 2016-03-31 2019-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2017183058A1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN106191673B (zh) * 2016-07-25 2017-12-29 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种冷弯性能优良屈服强度大于1100MPa的钢板及其制备方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011061812A1 (ja) * 2009-11-17 2011-05-26 住友金属工業株式会社 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
JP2012214890A (ja) 2011-03-29 2012-11-08 Jfe Steel Corp 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
WO2014045553A1 (ja) * 2012-09-19 2014-03-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板
JP2014194042A (ja) 2013-03-28 2014-10-09 Jfe Steel Corp 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
JP2016509631A (ja) 2013-03-28 2016-03-31 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高性能の低合金耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2015115086A1 (ja) * 2014-01-28 2015-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP2015193873A (ja) * 2014-03-31 2015-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 腐食環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板
JP2017186592A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3770289A4

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7226598B2 (ja) 2019-09-17 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2021054015A1 (ja) * 2019-09-17 2021-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JPWO2021054015A1 (ja) * 2019-09-17 2021-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP2022050705A (ja) * 2019-09-17 2022-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP7088407B2 (ja) 2019-09-17 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
WO2022025135A1 (ja) * 2020-07-28 2022-02-03 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼
RU2745831C1 (ru) * 2020-08-11 2021-04-01 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ получения высокопрочного толстолистового стального проката на реверсивном стане
CN114277306A (zh) * 2020-09-27 2022-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种1000MPa级工程机械用高强钢及其生产方法
CN113088805A (zh) * 2021-02-23 2021-07-09 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种经济型高耐磨钢球及其制造方法
WO2022224458A1 (ja) * 2021-04-23 2022-10-27 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼板
JP7239056B1 (ja) * 2021-04-23 2023-03-14 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼板
CN115522123A (zh) * 2022-09-20 2022-12-27 南通新兴机械制造有限公司 一种整体铸造重型链条用高强韧耐磨低合金铸钢及其制备方法

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