特許 6803987 高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6803987

(24)【登録日】2020年12月3日

(45)【発行日】2020年12月23日

(54)【発明の名称】高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20201214BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20201214BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20201214BHJP

   C21D 8/02 20060101ALI20201214BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301H

   C22C38/58

   C21D9/46 S

   C22C38/00 301W

   C21D8/02 A

【請求項の数】6

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2019-534254(P2019-534254)

(86)(22)【出願日】2017年12月4日

(65)【公表番号】特表2020-503450(P2020-503450A)

(43)【公表日】2020年1月30日

(86)【国際出願番号】KR2017014097

(87)【国際公開番号】WO2018117482

(87)【国際公開日】20180628

【審査請求日】2019年6月21日

(31)【優先権主張番号】10-2016-0177142

(32)【優先日】2016年12月22日

(33)【優先権主張国】KR

(73)【特許権者】

【識別番号】592000691

【氏名又は名称】ポスコ

【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ

(74)【代理人】

【識別番号】110000051

【氏名又は名称】特許業務法人共生国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】ユ，ソン ホ

(72)【発明者】

【氏名】ジョン，ムン ヨン

(72)【発明者】

【氏名】ジョン，ヨン ジン

【審査官】 太田 一平

(56)【参考文献】

【文献】 欧州特許出願公開第０２５９２１６８（ＥＰ，Ａ１）

【文献】 特開２００８−２５５４５１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００５−２５６１６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−１９４０４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００５−２４０１３５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−２２７５８３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−１１９８５０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２０１６−５０９６３０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ７／００ − ８／１０

Ｃ２１Ｄ ９／４６

Ｃ２１Ｄ ９／４８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１６％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含み、銅（Ｃｕ）：０．１％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０２％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち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、且つ下記関係式１を満たし、
微細組織が、面積分率で、９７％以上のマルテンサイト及び３％以下のベイナイトを含むことを特徴とする高硬度耐摩耗鋼。
［関係式１］
３６０≦（８６９×［Ｃ］）＋２９５≦４４０
ここで、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【請求項2】

前記耐摩耗鋼は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０を除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０を除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０を除く）のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高硬度耐摩耗鋼。

【請求項3】

前記耐摩耗鋼は、厚さが４０ｍｍ以下であり、ブリネル硬度が３６０〜４４０ＨＢであることを特徴とする請求項１に記載の高硬度耐摩耗鋼。

【請求項4】

重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１６％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含み、銅（Ｃｕ）：０．１％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０２％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち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、且つ下記関係式１を満たす鋼スラブを設ける段階と、
前記鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、
前記粗圧延後、７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理する段階と、
前記再加熱熱処理後、前記熱延鋼板を下記関係式２を満たす冷却速度で１００℃以下まで冷却する段階と、を含み、
前記１００℃以下まで冷却された熱延鋼板の微細組織が、面積分率で、９７％以上のマルテンサイト及び３％以下のベイナイトを含むことを特徴とする高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
［関係式１］
３６０≦（８６９×［Ｃ］）＋２９５≦４４０
ここで、［Ｃ］は重量含有量を意味する。
［関係式２］
ＣＲ≧０．２／［Ｃ］
ここで、ＣＲは再加熱熱処理後の冷却時の冷却速度を意味し、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【請求項5】

前記再加熱熱処理後の冷却は、１．５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことを特徴とする請求項４に記載の高硬度耐摩耗鋼の製造方法。

【請求項6】

前記鋼スラブは、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０を除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０を除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０を除く）のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の高硬度耐摩耗鋼の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、建設機械などに用いられる耐摩耗鋼に関し、より詳細には、高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

建設、土木、鉱業、セメント産業などの多くの産業分野で用いられる建設機械、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により、耐摩耗性を示す材料の適用が必要となる。

【0003】

一般に、鋼の耐摩耗性及び硬度は相関関係にあり、摩耗が懸念される鋼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、鋼板の表面から板厚内部（ｔ／２付近、ｔ＝厚さ）にわたって均一な硬度を有すること（すなわち、鋼板の表面及び内部で同一程度の硬度を有すること）が要求される。

【0004】

通常、厚さが一定以上である鋼板において高硬度を得るためには、圧延後に、Ａｃ３以上の温度で再加熱した後、焼入れする方法が広く用いられている。

【0005】

一例として、下記特許文献１及び２には、Ｃの含有量を高め、Ｃｒ及びＭｏなどの硬化能向上元素を多量添加することで表面硬度を増加させる方法が開示されている。

【0006】

しかし、一定以上の厚さを有する鋼板を製造するためには、鋼板中心部の硬化能を確保するためのさらに多くの硬化能元素の添加が必要とされ、Ｃと硬化能合金を多量添加することにより、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。

【0007】

そこで、硬化能を確保するための硬化能合金の添加が避けられない状況下で、高硬度の確保により、耐摩耗性に優れるだけでなく、高強度及び高衝撃靭性を確保することができる方案が要求されるのが実情である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開平８−０４１５３５号公報

【特許文献2】特開昭６１−１６６９５４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

本発明の課題は、厚さ４０ｔ（ｍｍ）以下に対して優れた耐摩耗性を有するとともに、高強度及び高衝撃靭性を有する高硬度耐摩耗鋼、及びこれを製造するための方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１６％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含み、銅（Ｃｕ）：０．１％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０２％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍのうち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を含み、且つ下記関係式１を満たし、微細組織が、面積分率で、９７％以上のマルテンサイト及び３％以下のベイナイトを含む高硬度耐摩耗鋼を提供する。
［関係式１］
３６０≦（８６９×［Ｃ］）＋２９５≦４４０
ここで、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【0011】

本発明の他の一側面は、上述した合金組成及び上記関係式１を満たす鋼スラブを設ける段階と、上記鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、上記粗圧延後、７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理する段階と、上記再加熱熱処理後、上記熱延鋼板を下記関係式２を満たす冷却速度で１００℃以下まで冷却する段階と、を含む高硬度耐摩耗鋼の製造方法を提供する。
［関係式２］
ＣＲ≧０．２／［Ｃ］
ここで、ＣＲは再加熱熱処理後の冷却時の冷却速度（℃／ｓ）を意味し、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【発明の効果】

【0012】

本発明によると、厚さ４〜４０ｔ（ｍｍ）の鋼材に対して高硬度及び高強度を有する耐摩耗鋼が提供されるという効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】本発明の一実施形態による、発明例８の微細組織を測定した写真を示す。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明者らは、建設機械などに好適に適用することができる材料について深く研究した。特に、核心的に要求される物性である耐摩耗性を確保するために、高硬度に加えて、高強度及び高靭性を有する鋼材を提供すべく、合金組成としての硬化能元素の含有量、及び製造条件を最適化することにより、上記のような物性確保に有利な微細組織を有する耐摩耗鋼を提供できることを確認し、本発明を完成させた。

【0015】

以下、本発明について詳細に説明する。

【0016】

本発明の一側面による高硬度耐摩耗鋼は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１６％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０を除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．１％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２％、ホウ素（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０を除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０４％以下（０を除く）を含むことが好ましい。

【0017】

以下では、本発明で提供される高硬度耐摩耗鋼の合金組成を上記のように制御した理由について詳細に説明する。このとき、特別な記載がない限り、各成分の含有量は重量％を意味する。

【0018】

Ｃ：０．０８〜０．１６％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼において強度及び硬度を増加させるのに効果的であり、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、Ｃを０．０８％以上添加することが好ましいが、Ｃの含有量が０．１６％を超えると、溶接性及び靭性を阻害するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｃの含有量を０．０８〜０．１６％に制御することが好ましく、より有利には、上記Ｃを０．１０〜０．１４％含有することができる。

【0019】

Ｓｉ：０．１〜０．７％
ケイ素（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Ｓｉを０．１％以上添加することが好ましいが、Ｓｉ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。
従って、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．１〜０．７％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｓｉを０．２〜０．５％含むことができる。

【0020】

Ｍｎ：０．８〜１．６％
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、厚さ４０ｍｍ以下の鋼材の硬度を確保するために、上記Ｍｎを０．８％以上含有することが好ましい。但し、Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、中心部にＭｎＳのような偏析帯が助長されて、切断作業時にクラック（ｃｒａｃｋ）が発生する可能性が高くなるだけでなく、溶接性を低下させるという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．８〜１．６％に制御することが好ましい。

【0021】

Ｐ：０．０５％以下（０を除く）
リン（Ｐ）は、鋼中に必然的に含有される元素でありながら、鋼の靭性を阻害する元素である。従って、上記Ｐの含有量をできる限り減少させることで、０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、必然的に含有されるレベルを考慮して０％は除く。

【0022】

Ｓ：０．０２％以下（０を除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中ＭｎＳ介在物を形成して鋼の靭性を阻害する元素である。従って、上記Ｓの含有量をできる限り減少させて、０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、必然的に含有されるレベルを考慮して０％は除く。

【0023】

Ａｌ：０．０７％以下（０を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含有量を減少させるのに効果的な元素である。かかるＡｌの含有量が０．０７％を超えると、鋼の清浄性が阻害されるという問題があるため好ましくない。
従って、本発明では、上記Ａｌの含有量を０．０７％以下に制御することが好ましい。但し、製鋼工程時の負荷や製造コストの上昇などを考慮して０％は除く。

【0024】

Ｃｒ：０．１〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、焼入性を増加させて鋼の強度を増加させ、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０．１％以上添加することが好ましいが、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、溶接性が劣化して製造コストを上昇させる原因となる。
従って、本発明では、上記Ｃｒの含有量を０．１〜１．０％に制御することが好ましい。

【0025】

Ｎｉ：０．０１〜０．１％
ニッケル（Ｎｉ）は、上記Ｃｒとともに焼入性を増加させて鋼の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素である。
上述した効果のためにはＮｉを０．０１％以上添加することが好ましいが、Ｎｉの含有量が０．１％を超えると、高価な元素であるため製造コストを上昇させる原因となる。
従って、本発明では、上記Ｎｉの含有量を０．０１〜０．１％に制御することが好ましい。

【0026】

Ｍｏ：０．０１〜０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入性を増加させ、特に鋼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も高価な元素であるためその含有量が０．２％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接性が劣化するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｍｏの含有量を０．０１〜０．２％に制御することが好ましい。

【0027】

Ｂ：５０ｐｐｍ以下（０を除く）
ホウ素（Ｂ）は、少量の添加でも鋼の焼入性を有効に上昇させ、強度を向上させるのに有効な元素である。
但し、Ｂの含有量が多すぎると、逆に鋼の靭性及び溶接性を阻害するという問題があるため、Ｂの含有量を５０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。

【0028】

Ｃｏ：０．０４％以下（０を除く）
コバルト（Ｃｏ）は、鋼の焼入性を増加させることで、鋼の強度に加えて硬度の確保に有利な元素である。
但し、Ｃｏの含有量が０．０４％を超えると、鋼の焼入性が低下するおそれがあり、高価な元素であるため製造コストを上昇させる要因となる。
従って、本発明では、Ｃｏを０．０４％以下添加することが好ましく、０％は除く。より有利には、０．００５〜０．０３５％、さらに有利には、０．０１〜０．０３％含有することが好ましい。

【0029】

本発明の耐摩耗鋼は、上述した合金組成に加えて、本発明で目標とする物性の確保に有利な要素をさらに含むことができる。

【0030】

具体的には、銅（Ｃｕ）：０．１％以下（０を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０を除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．０２％以下（０を除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなる群より選択された１種以上をさらに含むことができる。

【0031】

Ｃｕ：０．１％以下（０を除く）
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入性を向上させ、固溶強化により鋼の強度及び硬度を向上させる元素である。
但し、かかるＣｕの含有量が０．１％を超えると、表面欠陥を発生させ、熱間加工性を阻害するという問題があるため、上記Ｃｕを添加する場合には０．１％以下添加することが好ましい。

【0032】

Ｔｉ：０．０２％以下（０を除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入性を向上するのに有効な元素であるＢの効果を最大化する元素である。具体的には、上記Ｔｉは、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成させ、ＢＮの形成を抑制することにより、固溶Ｂを増加させて焼入性向上を最大化することができる。
但し、上記Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、粗大な析出物が形成されて鋼の靭性を阻害するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｔｉを添加する場合には０．０２％以下添加することが好ましい。

【0033】

Ｎｂ：０．０５％以下（０を除く）
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を増加させ、オーステナイト結晶粒の成長を抑制するのに有効である。
但し、上記Ｎｂの含有量が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って靭性を阻害するという問題がある。
従って、本発明では、上記Ｎｂを添加する場合には０．０５％以下添加することが好ましい。

【0034】

Ｖ：０．０２％以下（０を除く）
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により、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼の焼入性を向上させることで強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。
但し、上記Ｖは、高価な元素であるためその含有量が０．０２％を超えると、製造コストを上昇させる要因となる。
従って、本発明では、上記Ｖの含有量を０．０２％以下に制御することが好ましい。

【0035】

Ｃａ：２〜１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓとの結合力が良くＣａＳを生成することにより、鋼材の厚さ中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑制するという効果がある。また、上記Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、湿気が多い外部環境下での腐食抵抗を高めるという効果がある。
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、Ｃａの含有量が１００ｐｐｍを超えると、製鋼操業時のノズル詰まりなどを誘発するという問題があるため好ましくない。
従って、本発明では、上記Ｃａを添加する場合にはＣａの含有量を２〜１００ｐｐｍに制御することが好ましい。

【0036】

さらに、本発明は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０を除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０を除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０を除く）のうち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、焼入性を増加させることで、強度向上に加えて、高温での硬度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、逆に鋼の物性を阻害するおそれがある。
従って、本発明では、上記Ａｓ、Ｓｎ、またはＷをさらに含む場合、それらの含有量をそれぞれ０．０５％以下に制御することが好ましい。

【0037】

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に記載しない。

【0038】

一方、本発明の耐摩耗鋼は下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
３６０≦（８６９×［Ｃ］）＋２９５≦４４０
ここで、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【0039】

上記関係式１の値が３６０未満の場合には、本発明で提供される耐摩耗鋼の表面硬度ＨＢ４００級（好ましくは、３６０〜４４０ＨＢ）を確保することが難しい。これに対し、上記関係式１の値が４４０を超えると、最終製品にともに用いられるその他の部材及び溶接材料との不調和が発生するおそれがある。

【0040】

上述した合金組成及び上記関係式１を満たす本発明の耐摩耗鋼は、微細組織として、マルテンサイト相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、マルテンサイト相を９７％以上（１００％を含む）含み、その他の組織としてベイナイト相を含むことができる。上記ベイナイト相は、面積分率３％以下であることが好ましく、０％で形成されてもよい。
上記マルテンサイト相の分率が９７％未満である場合には、目標レベルの強度及び硬度を確保することが難しくなるという問題がある。

【0041】

以下、本発明の他の一側面による高硬度耐摩耗鋼を製造する方法について詳細に説明する。

【0042】

簡単に説明すると、上述した合金組成を満たす鋼スラブを設けた後、上記鋼スラブを［再加熱−粗圧延−仕上げ圧延−空冷−再加熱熱処理−冷却］する工程を経ることにより製造することが好ましい。以下では、各工程の条件について詳細に説明する。

【0043】

まず、本発明で提案する合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを設けた後、これを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱することが好ましい。
上記加熱時の温度が１０５０℃未満である場合には、Ｎｂなどの再固溶が十分ではない。これに対し、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おそれがある。
従って、本発明では、鋼スラブの加熱時に、１０５０〜１２５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。

【0044】

上記加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上げ圧延を経ることにより熱延鋼板を製造することが好ましい。
まず、上記加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延してバー（ｂａｒ）を製造した後、これを７５０〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延することが好ましい。
上記粗圧延時の温度が９５０℃未満である場合には、圧延荷重が増加し、比較的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おそれがある。これに対し、その温度が１０５０℃を超えると、圧延とともに再結晶が発生した後、粒子が成長するようになって初期オーステナイト粒子が過度に粗大になるおそれがある。
上記仕上げ温度範囲が７５０℃未満である場合には、二相域圧延となって微細組織中にフェライトが生成される可能性がある。これに対し、その温度が９５０℃を超えると、圧延ロールの負荷が激しくなって圧延性が劣化するという問題がある。

【0045】

上記によって製造された熱延鋼板を常温まで空冷した後、８５０〜９５０℃の温度範囲で在炉時間２０分以上再加熱熱処理を行うことが好ましい。
上記再加熱熱処理は、フェライト及び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に逆変態させるためのものである。上記再加熱熱処理時の温度が８５０℃未満である場合には、オーステナイト化は十分に行われることができず、粗大な軟質フェライトが混在するようになるため、最終製品の硬度が低下するという問題がある。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、焼入性が大きくなる効果はあるものの、鋼の低温靭性が劣化するという問題がある。
また、上述した温度範囲で再加熱時の在炉時間が２０分未満である場合には、オーステナイト化が十分に行われることができず、後続の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、在炉時間が６０分を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大となり、鋼の低温靭性が劣化するという問題がある。

【0046】

上記再加熱熱処理を完了した後、下記関係式２を満たす冷却速度で１００℃以下まで冷却することが好ましい。
［関係式２］
ＣＲ≧０．２／［Ｃ］
ここで、ＣＲは再加熱熱処理後の冷却時の冷却速度（℃／ｓ）を意味し、［Ｃ］は重量含有量を意味する。

【0047】

上記冷却時の冷却速度が上記関係式２の値未満であるか、または冷却終了温度が１００℃を超えると、冷却中にフェライト相が形成されたり、ベイナイト相が過度に形成されたりするおそれがある。
より有利には、上記冷却時の冷却速度を１．２５℃／ｓ以上で行うことができ、さらに有利には２．５℃／ｓ以上、最も有利には５．０℃／ｓ以上の冷却速度で行うことができる。上記冷却速度の上限は特に限定されないが、設備仕様を考慮して適切に選択することができる。

【0048】

上述した製造条件によって製造された本発明の熱延鋼板は、微細組織として、マルテンサイト相を主相として含み、ブリネル硬度値が３６０〜４４０ＨＢと、高硬度を有するという効果を奏する。

【実施例】

【0049】

以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。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で、本発明の権利範囲を限定するためのものではないこと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及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。

【0050】

（実施例）
下記表１及び表２に示す合金組成を有する鋼スラブを設けた後、上記それぞれの鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱した後、９５０〜１０５０℃の温度範囲で粗圧延してバー（ｂａｒ）を製作した。次に、上記それぞれのバー（ｂａｒ）を下記表３に示す温度で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造した後、常温まで冷却（空却）した。その後、上記熱延鋼板を再加熱熱処理した後、１００℃以下まで水冷した。このとき、上記再加熱熱処理及び冷却条件は下記表３に示した。

【0051】

その後、それぞれの熱延鋼板に対して微細組織及び機械的物性を測定し、その結果を下記表４に示した。
上記微細組織は、任意のサイズで試験片を切断して鏡面を製作した後、ナイタルエッチング液を用いて腐食させた後、光学顕微鏡及び電子走査顕微鏡を用いることで、表層から厚さ方向２ｍｍの位置を観察した。
そして、引張強度、硬度、及び靭性はそれぞれ万能引張試験機、ブリネル硬度試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍのタングステン圧入ボール（鋼球圧入）及びシャルピー衝撃試験機を用いて測定した。このとき、引張試験は、板の全厚さを試験板として使用し、ブリネル硬度は、表面から厚さ方向に２ｍｍのミル加工した後、３回測定したものの平均値を使用した。また、シャルピー衝撃試験結果は、−４０℃で３回測定したものの平均値を使用した。

【0052】

【表1】

【0053】

【表2】

【0054】

【表3】

【0055】

【表4】

【0056】

上記表１から４に示すように、鋼の合金組成、関係式１、及び製造条件のうち一つ以上の条件を満たさない比較例１から９の場合は、熱延鋼板の硬度（ＨＢ）値が本発明のレベルを満たすことができないことを確認できる。
特に、Ｃの含有量が不十分である比較鋼１を用いた比較例１から３の場合は、硬度値が低く、Ｃの含有量が多すぎる比較鋼２または３を用いた比較例４から９の場合は、硬度値が過度に高くなったことを確認できる。

【0057】

また、鋼の合金組成及び関係式１は満たしているものの、再加熱熱処理後の冷却時の冷却終了温度が高い比較例１０の場合は、マルテンサイト相が十分に形成されず、硬度値が低下した。尚、再加熱熱処理時の在炉時間が不十分である比較例１１、及び再加熱温度が低い比較例１２の場合も、マルテンサイト相が十分に形成されないことが原因となって硬度値が非常に低下した。

【0058】

これに対し、鋼の合金組成、関係式１、及び製造条件をすべて満たす発明例１から９の場合は、マルテンサイト相がすべて９７％以上形成されており、高強度及び高靭性（−４０℃において３０Ｊ以上）はもちろんのこと、硬度値が目標とするレベルに形成された。

【0059】

図１は、発明例８の中心部の微細組織を観察した結果を示したものであって、マルテンサイト相が形成されたことを肉眼でも確認することができる。

【図1】