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JP7368461B2 - 優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法 - Google Patents

優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法 Download PDF

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JP7368461B2 JP2021516760A JP2021516760A JP7368461B2 JP 7368461 B2 JP7368461 B2 JP 7368461B2 JP 2021516760 A JP2021516760 A JP 2021516760A JP 2021516760 A JP2021516760 A JP 2021516760A JP 7368461 B2 JP7368461 B2 JP 7368461B2
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Description

本発明は、優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法に係り、より詳しくは、建設機械などに使用することができる高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法に関する。
建設、土木、鉱業、セメント産業など多くの産業分野で使用される建設機械、産業機械の場合、作業時の摩擦による摩耗が激しく発生することから、耐摩耗特性を示す素材の適用が必要である。
一般的に、厚鋼板の耐摩耗性及び硬度は互いに関係があり、摩耗が懸念される厚鋼板では硬度を高める必要がある。より安定した耐摩耗性を確保するためには、厚鋼板の表面から板厚さの内部（ｔ／２近傍、ｔ＝厚さ）にかけて均一な硬度を有すること（すなわち、厚鋼板の表面と内部で同程度の硬度を有すること）が要求される。
通常、厚鋼板で高い硬度を得るためには、圧延した後にＡｃ３以上の温度で再加熱した後、焼入れする方法が広く行われている。一例として、特許文献１及び２では、Ｃ含有量を高め、ＣｒとＭｏなどの硬化能向上元素を多量に添加することで表面硬度を増加させる方法を開示している。しかし、極厚物の鋼板の製造には、鋼板の中心の硬化能を確保するために、より多くの硬化能元素の添加が要求され、Ｃと硬化能合金を多量に添加することになり、製造コストが上昇し、溶接性及び低温靭性が低下するという問題がある。
このため、硬化能の確保のためには硬化能合金の添加が不可避な状況の中、高硬度を確保した上、耐摩耗性に優れ、高強度及び高衝撃靭性をも確保することができる方策が求められている。
日本公開特許第１９９６－０４１５３５号公報 日本公開特許第１９８６－１６６９５４号公報
本発明の目的とするところは、耐摩耗性に優れるとともに、高強度及び高衝撃靭性を有する高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法を提供することにある。
本発明の優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、上記Ｃ及びＮｉは、下記関係式１の条件を満たし、微細組織はマルテンサイト：９５面積％以上及びベイナイト：５％以下（０％を含む）を含むことを特徴とする。
［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
本発明の優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）とカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、上記Ｃ及びＮｉは、下記関係式１の条件を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階、上記再加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階、上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８６０～９５０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ＋１０分～１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）の間再加熱する段階、及び上記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階を含むことを特徴とする。
［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
本発明によると、本発明の優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法は、厚さ６０ｍｍ以下でありながら、高硬度及び優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼を提供することができる。
以下、本発明を詳細に説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記説明される合金組成の含有量は重量％である。
炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼で強度及び硬度を増加させることに効果的であり、硬化能向上のために有効な元素である。上述した効果を十分に確保するためには、０．３３％以上添加することが好ましいが、もし、その含有量が０．４２％を超えると、溶接性及び靭性を阻害する虞があり、焼戻しのような追加熱処理作業が不可避となる。したがって、本発明では、上記Ｃ含有量を０．３３～０．４２％に制御することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は、０．３４％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましく、０．３６％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は、０．４０％であることがより好ましく、０．３９％であることがさらに好ましく、０．３８％であることが最も好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸及び固溶強化による強度向上に有効な元素である。上記のような効果を有効に得るためには０．１％以上添加することが好ましいが、その含有量が０．７％を超えると、溶接性が劣化するため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｓｉ含有量を０．１～０．７％に制御することが好ましい。上記Ｓｉ含有量の下限は、０．１２％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましく、０．２％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は、０．５％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４％であることが最も好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの生成を抑制し、Ａｒ３温度を下げることで焼入れ性を効果的に上昇させて鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。本発明では、厚物材の硬度を確保するためには、上記Ｍｎを０．６％以上含有することが好ましいが、その含有量が１．６％を超えると、溶接性を低下させる虞がある。したがって、本発明では、上記Ｍｎ含有量を０．６～１．６％に制御することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は、０．６５％であることがより好ましく、０．７０％であることがさらに好ましく、０．７５％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は、１．５５％であることがより好ましく、１．５０％であることがさらに好ましく、１．４５％であることが最も好ましい。
リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に含有される元素であり、鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｐ含有量を可能な限り下げて０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有されることを考慮して０％は除く。上記Ｐ含有量は０．０３％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎＳ介在物を形成して鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｓ含有量を可能な限り下げて０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有されることを考慮して０％は除く。上記Ｓ含有量は０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中に酸素含有量を下げることに効果的な元素である。かかるＡｌ含有量が０．０７％を超えると、鋼の清浄性が阻害される虞があるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ａｌ含有量を０．０７％以下に制御することが好ましいが、製鋼工程時の負荷、製造コストの上昇等を考慮して０％は除く。上記Ａｌ含有量は０．０５％以下であることがより好ましく、０．０４％以下であることがさらに好ましく、０．０３％以下であることが最も好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、一般的に鋼の強度に加え、靭性を向上させることに有効な元素である。上述した効果のためにはＮｉを０．５５％以上添加することが好ましいが、その含有量が５．０％を超えると、高価な元素のため製造コストを上昇させる原因となる。したがって、本発明では、上記Ｎｉ含有量を０．５５～５．０％に制御することが好ましい。上記Ｎｉ含有量の下限は、０．６％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。上記Ｎｉ含有量の上限は、４．５％であることがより好ましく、４．０％であることがさらに好ましく、３．５％であることが最も好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％
銅（Ｃｕ）は、Ｎｉと同様に、鋼の強度及び靭性を併せて向上させることができる元素である。上記効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上添加することが好ましいが、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、表面に欠陥を発生させる可能性が大きくなるだけでなく、熱間加工性を阻害する虞がある。したがって、本発明では、上記Ｃｕ含有量を０．０１～１．５％に制御することが好ましい。上記Ｃｕ含有量の下限は、０．０５％であることがより好ましく、０．１０％であることがさらに好ましく、０．１５％であることが最も好ましい。上記Ｃｕ含有量の上限は、１．２％であることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れの効果を向上させて鋼の強度を増加し、硬度の確保にも有利な元素である。上述した効果のためには、Ｃｒを０．０１％以上添加することが好ましいが、一方、その含有量が０．８％を超えると、溶接性が劣位となり、製造コストを上昇させる原因となる。したがって、本発明では、上記Ｃｒ含有量を０．０１～０．８％に制御することが好ましい。上記Ｃｒ含有量の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましく、０．２％であることが最も好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は、０．７５％であることがより好ましく、０．７０％であることがさらに好ましく、０．６５％であることが最も好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を向上させ、特に厚物材の硬度向上に有効な元素である。上述した効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．０１％以上添加することが好ましいが、上記Ｍｏも高価な元素であって、その含有量が０．８％を超えると、製造コストが上昇するのみならず、溶接性が劣位になる虞がある。したがって、本発明では、上記Ｍｏ含有量を０．０１～０．８％に制御することが好ましい。上記Ｍｏ含有量の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましく、０．１５％であることが最も好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は、０．７５％であることがより好ましく、０．７２％であることがさらに好ましく、０．７０％であることが最も好ましい。
ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）
ホウ素（Ｂ）は、少量の添加でも鋼の焼入れ性を有効に向上させ、強度を向上させることに有効な元素である。但し、その含有量が過度になると、却って鋼の靭性及び溶接性を阻害する虞があるため、その含有量を５０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｂ含有量の下限は、２ｐｐｍであることがより好ましく、３ｐｐｍであることがさらに好ましく、５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｂ含有量の上限は、４０ｐｐｍであることがより好ましく、３５ｐｐｍであることがさらに好ましく、３０ｐｐｍであることが最も好ましい。
コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）
コバルト（Ｃｏ）は、鋼の焼入れ性を向上させることで、鋼の強度に加え、硬度確保に有利な元素である。但し、その含有量が０．０２％を超えると、鋼の焼入れ性が低下する虞があり、高価な元素のため製造コストを上昇させる要因となる。したがって、本発明では、Ｃｏを０．０２％以下添加することが好ましい。上記Ｃｏ含有量の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００２％以下であることがさらに好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。上記Ｃｏ含有量の上限は、０．０１８％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましく、０．０１３％であることが最も好ましい。
本発明の耐摩耗鋼は、上述した合金組成の以外にも、本発明が目標とする物性確保に有利な要素をさらに含むことができる。例えば、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上をさらに含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるＢの効果を最大化する元素である。具体的に、上記Ｔｉは窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成させてＢＮの形成を抑制することにより、固溶Ｂを増加させて焼入れ性向上を最大化することができる。但し、上記Ｔｉ含有量が０．０２％を超えると、粗大なＴｉＮ析出物が形成されて鋼の靭性が劣位になる虞がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉを０．０２％以下添加することが好ましい。上記Ｔｉ含有量の下限は、０．００５％であることがより好ましく、０．００７％であることがさらに好ましく、０．０１０％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は、０．０１９％であることがより好ましく、０．０１７％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）などの炭窒化物を形成して鋼の強度向上及びオーステナイト結晶粒の成長を抑制することに有効である。但し、上記Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大な析出物が形成され、これは脆性破壊の起点となり靭性を阻害する虞がある。したがって、本発明では、上記Ｎｂを０．０５％以下添加することが好ましい。上記Ｎｂ含有量の下限は、０．００２％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は、０．０４０％であることがより好ましく、０．０３５％であることがさらに好ましく、０．０３０％であることが最も好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後の再加熱時にＶＣ炭化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼の焼入れ性を向上させ、強度及び靭性を確保することに有利な元素である。但し、上記Ｖは高価な元素であって、その含有量が０．０５％を超えると、製造コストを上昇させる要因となる。したがって、本発明では、上記Ｖの添加時、その含有量を０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ｖ含有量の下限は、０．００２％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。上記Ｖ含有量の上限は、０．０４５％であることがより好ましく、０．０４２％であることがさらに好ましく、０．０４０％であることが最も好ましい。
カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓとの結合性が良好であり、ＣａＳを生成することで鋼材厚さの中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑制する効果がある。また、上記Ｃａの添加で生成されたＣａＳは多湿の外部環境下で腐食抵抗を高める効果がある。上述した効果のためには、上記Ｃａを２ｐｐｍ以上添加することが好ましいが、その含有量が１００ｐｐｍを超えると、製鋼操業時にノズルの目詰まりなどを誘発する虞があるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｃａの添加時、その含有量を２～１００ｐｐｍに制御することが好ましい。上記Ｃａ含有量の下限は、３ｐｐｍであることがより好ましく、４ｐｐｍであることがさらに好ましく、５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｃａ含有量の上限は、８０ｐｐｍであることがより好ましく、６０ｐｐｍであることがさらに好ましく、４０ｐｐｍであることが最も好ましい。
これに加えて、本発明の耐摩耗鋼は、上述した合金元素の他に付加的にヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群から選択された１種以上をさらに含むことができる。
上記Ａｓは鋼の靭性向上に有効であり、上記Ｓｎは鋼の強度及び耐食性の向上に有効である。また、Ｗは、焼入れ性を増加させて強度の向上に加え、高温での硬度の向上に有効な元素である。但し、上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、却って、鋼の物性を損なう虞がある。したがって、本発明では、上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷをさらに含む場合、その含有量虞ぞれ０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含有量の下限は、それぞれ０．００１％であることがより好ましく、０．００２％であることがさらに好ましく、０．００３％であることが最も好ましい。上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含有量の上限は、それぞれ０．０４％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０２％であることが最も好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容について本明細書では特に言及しない。
一方、本発明の耐摩耗鋼は、上述した合金組成のうちＣ及びＮｉが下記関係式１を満たすことが好ましい。本発明では、超高硬度だけでなく、優れた低温靭性を確保することを特徴とするが、このためには下記関係式１を満たすことが好ましい。もし、下記関係式１を満たさない場合には、硬度及び低温靭性を全て優れたレベルに向上させることが難しくなる虞がある。したがって、［Ｃ］×［Ｎｉ］の値は、０．２３１以上であることが好ましい。上記［Ｃ］×［Ｎｉ］の値は、０．３９６以上であることがより好ましく、０．７９２以上であることがさらに好ましく、１以上であることが最も好ましい。一方、上記［Ｃ］×［Ｎｉ］の値は高いほど有利な効果を実現するため、本発明では上記［Ｃ］×［Ｎｉ］の値の上限については特に限定しない。
［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
本発明の耐摩耗鋼の微細組織は、マルテンサイトを基地組織として含むことが好ましい。より具体的には、本発明の耐摩耗鋼は面積分率で９５％以上（１００％を含む）のマルテンサイトを含むことが好ましい。上記マルテンサイト分率が９５％未満であると、目標レベルの強度及び硬度の確保が難しくなる虞がある。一方、本発明の耐摩耗鋼の微細組織は５面積％以下のベイナイトをさらに含むことができ、これにより、低温衝撃靭性をより向上させることができる。上記マルテンサイト分率は、９６％以上であることがより好ましく、９７％以上であることがさらに好ましい。上記ベイナイトの分率は、４％以下であることがより好ましく、３％以下であることがさらに好ましい。
上記のとおり提供される本発明の耐摩耗鋼は、表面硬度の５５０～６５０ＨＢを確保するとともに、－４０℃の低温で２１Ｊ以上の衝撃吸収エネルギーを有する効果がある。但し、上記ＨＢはブリネル硬度計で測定された鋼の表面硬度を示す。
また、本発明の耐摩耗鋼は硬度（ＨＢ）及び衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が下記関係式２を満たすことが好ましい。本発明では、高硬度の他に低温靭性の特性を向上させることを特徴とするが、このためには下記関係式２を満たすことが好ましい。すなわち、表面硬度が高いだけで、衝撃靭性が劣位になって関係式２を満たさない場合、或いは衝撃靭性は優れているが、表面硬度が目標値に達することができず関係式２を満たさない場合には、最終的に目標とする高硬度及び低温靭性の特性を保証することができなくなる。
［関係式２］ ＨＢ÷Ｊ≦３１．０（但し、上記ＨＢはブリネル硬度計で測定された鋼の表面硬度、Ｊは－４０℃での衝撃吸収エネルギー値を示す。）
以下、本発明の耐摩耗鋼の製造方法について詳細に説明する。
まず、鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する。上記スラブ加熱温度が１０５０℃未満であると、Ｎｂなどの再固溶が十分でなくなり、一方、その温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化して不均一な組織が形成される虞がある。したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱温度が１０５０～１２５０℃の範囲を有することが好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の下限は、１０６０℃であることがより好ましく、１０７０℃であることがさらに好ましく、１０８０℃であることが最も好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の上限は、１２３０℃であることがより好ましく、１２００℃であることがさらに好ましく、１１８０℃であることが最も好ましい。
上記再加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る。上記粗圧延時にその温度が９５０℃未満であると、圧延荷重が増加して比較的に弱圧下されることにより、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達できず、空隙のような欠陥が除去されない虞がある。これに対し、その温度が１０５０℃を超えると、圧延と同時に再結晶が起きた後、粒子が成長するようになり、初期オーステナイト粒子が過度に粗大になる虞がある。したがって、本発明では、上記粗圧延の温度は９５０～１０５０℃であることが好ましい。上記粗圧延の温度の下限は、９６０℃であることがより好ましく、９７０℃であることがさらに好ましく、９８０℃であることが最も好ましい。上記粗圧延の温度の上限は、１０４０℃であることがより好ましく、１０２０℃であることがさらに好ましく、１０００℃であることが最も好ましい。
上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ熱延圧延の温度が８５０℃未満であると、２相域圧延となり、微細組織中にフェライトが生成される虞があり、一方、その温度が９５０℃を超えると、最終組織の粒度が粗大となって低温靭性が劣位になる虞がある。したがって、本発明では、上記仕上げ熱間圧延温度は８５０～９５０℃であることが好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は、８６０℃であることがより好ましく、８７０℃であることがさらに好ましく、８８０℃であることが最も好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は、９４０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましく、９２０℃であることが最も好ましい。
以後、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８６０～９５０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ＋１０分～１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）の間再加熱する。上記再加熱は、フェライトとパーライトで構成された熱延鋼板をオーステナイト単相で逆変態させるためのものであり、上記再加熱温度が８６０℃未満であると、オーステナイト化が十分に行われず、粗大な軟質フェライトが混在することになることで、最終製品の硬度が低下する虞がある。これに対し、その温度が９５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大となり、焼入れ性が大きくなる効果はあるが、鋼の低温靭性が劣位になる虞がある。したがって、本発明では、上記再加熱温度は８６０～９５０℃であることが好ましい。上記再加熱温度の下限は、８７０℃であることがより好ましく、８８０℃であることがさらに好ましく、８９０℃であることが最も好ましい。上記再加熱温度の上限は、９４０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましく、９２０℃であることが最も好ましい。
一方、上記再加熱時の在炉時間が１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚さ）未満であると、オーステナイト化が十分に起こらず、後続する急速冷却による相変態、すなわち、マルテンサイト組織を十分に得ることができなくなる。これに対し、上記再加熱時の在炉時間が１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大となり、焼入れ性が大きくなる効果はあるが、それによって低温靭性が劣位になる虞がある。したがって、本発明では、上記再加熱時の在炉時間は１．３ｔ＋１０分～１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）であることが好ましい。上記再加熱時の在炉時間の下限は、１．３ｔ＋１２分であることがより好ましく、１．３ｔ＋１５分であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋２０分であることが最も好ましい。上記再加熱時の在炉時間の上限は、１．３ｔ＋５０分であることがより好ましく、１．３ｔ＋４５分であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋４０分であることが最も好ましい。
以後、上記再加熱された熱延鋼板を板表層部（例えば、表面から１／８ｔまでの領域（ｔ：板厚さ（ｍｍ））を基準に、１５０℃以下まで水冷する。上記水冷停止温度が１５０℃を超える場合には、冷却中にフェライト相が形成されるか、ベイナイト相が過度に形成される虞がある。したがって、上記水冷停止温度は１５０℃以下であることが好ましい。上記水冷停止温度は１００℃以下であることがより好ましく、７０℃以下であることがさらに好ましく、４０℃以下であることが最も好ましい。
上記水冷速度は１０℃／ｓ以上であることが好ましい。上記冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、冷却中にフェライト相が形成されるか、ベイナイト相が過度に形成される虞がある。上記水冷時の冷却速度は１５℃／ｓ以上であることがより好ましく、２０℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、冷却速度が速いほど有利であるため、上記冷却速度の上限については、特に限定せず、通常の技術者であれば、設備の限界を考慮して適切に設定することができる。
上記のような工程条件を経た本発明の熱延鋼板は、６０ｍｍ以下の厚さを有する厚鋼板であることができ、より好ましくは８～５０ｍｍ、さらに好ましくは１２～４０ｍｍの厚さを有することができる。一方、本発明では、上記厚鋼板に対して焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）工程を行わないことが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実施例）
下記表１及び２の合金組成を有する鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブに対して下記表３の条件で鋼スラブ加熱－粗圧延－熱間圧延－冷却（常温）－再加熱－水冷を行い、熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板に対して微細組織及び機械的物性を測定し、下記表４に示した。
このとき、上記微細組織は、任意の大きさで試験片を切断して鏡面を製作した後、ナイタールエッチング液を用いて腐食させてから、光学顕微鏡及び電子走査顕微鏡を使用して、厚さの中心である１／２ｔの位置を観察した。
そして、硬度及び靭性は、それぞれブリネル硬度試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍタングステン圧入口）及びシャルピー衝撃試験機を用いて測定した。このとき、表面硬度は板の表面を２ｍｍミリング加工した後、３回測定したものの平均値を示した。また、シャルピー衝撃試験の結果は、１／４ｔ位置で試験片を採取した後、－４０℃で３回測定したものの平均値を示した。
Figure 0007368461000001
Figure 0007368461000002
Figure 0007368461000003
Figure 0007368461000004
上記表１～４から分かるように、本発明が提案する合金組成及び関係式１、そして製造条件を満たす発明例１～６の場合には、本発明の微細組織の分率を満たすことはもちろん、優れた硬度及び低温衝撃靭性を確保していることが分かる。
一方、本発明が提案する製造条件は満たすものの、合金組成または関係式１を満たさない比較例１～１２の場合には、本発明が目標とする硬度及び低温衝撃靭性のレベルに達していないことが分かる。
本発明が提案する合金組成及び関係式１は満たすものの、製造条件のうち再加熱温度を満たさない比較例１３の場合には、本発明が提案する微細組織の種類及び分率を確保することができず、表面硬度も低い水準であることが分かる。
本発明が提案する合金組成及び関係式１は満たすものの、製造条件のうち冷却終了温度を満たさない比較例１４の場合には、本発明が提案するマルテンサイト分率を確保することができず、残留オーステナイトが形成されており、これによって表面硬度が低い水準であることが分かる。
本発明が提案する合金組成及び関係式１は満たすものの、製造条件のうち冷却速度を満たさない比較例１５の場合には、本発明が提案するマルテンサイト分率を確保することができず、これにより表面硬度が低い水準であることが分かる。

Claims (7)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    前記Ｃ及びＮｉは、下記関係式１の条件を満たし、
    微細組織はマルテンサイト：９５～９９面積％及びベイナイト：１～５％を含み、
    硬度が５５０～６５０ＨＢであるとともに、－４０℃の低温で衝撃吸収エネルギーが２１Ｊ以上であることを特徴とする優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
    ［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
    (但し、前記ＨＢはブリネル硬度計で測定された鋼の表面硬度を示し、
    関係式１中、［Ｃ］、［Ｎｉ］は、それぞれＣ、Ｎｉの含有量（重量％）を示す。)
  2. 前記耐摩耗鋼は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０ ５％以下（０は除く）及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群 から選択された１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度及び 衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
  3. 前記耐摩耗鋼は、硬度（ＨＢ）及び衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が下記関係式２を満たす ことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。 ［関係式２］ ＨＢ÷Ｊ≦３１．０（但し、前記ＨＢはブリネル硬度計で測定された鋼 の表面硬度、Ｊは－４０℃での衝撃吸収エネルギー値を示す。）
  4. 前記耐摩耗鋼は６０ｍｍ以下の厚さを有することを特徴とする請求項１に記載の優れた 硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
  5. 請求項１の耐摩耗鋼を製造するための方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＮｉは、下記関係式１の条件を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階、
    前記加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階、
    前記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階、
    前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８６０～９５０℃の温度範囲で在炉時間〔１．３ｔ＋１０分～１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）〕の間再加熱する段階、及び 前記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階を含むことを特徴とする優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
    ［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
    （但し、関係式１中、［Ｃ］、［Ｎｉ］は、それぞれＣ、Ｎｉの含有量（重量％）を示す。）
  6. 請求項２の耐摩耗鋼を製造するための方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．３３～０．４２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．５５～５．０％、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択された１種以上、
    そして、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群から選択された１種以上をさらに含み、
    残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＮｉは、下記関係式１の条件を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階、
    前記加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階、
    前記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階、
    前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８６０～９５０℃の温度範囲で在炉時間〔１．３ｔ＋１０分～１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚さ）〕の間再加熱する段階、及び
    前記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階を含むことを特徴とする優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
    ［関係式１］ ［Ｃ］×［Ｎｉ］≧０．２３１
    （但し、前記関係式１中、［Ｃ］、［Ｎｉ］は、それぞれＣ、Ｎｉの含有量（重量％）を示す。）
  7. 前記水冷時の冷却速度は１０℃／ｓ以上であることを特徴とする請求項５または６に記載の優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
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