(57)【要約】【課題】本発明は曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度が、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度であり、鋼表面から深さ５ｍｍまではベイナイト主体の組織を呈し、更に内部はマルテンサイト主体の組織を呈し、成分組成は質量％で、Ｃ：０．１〜０．３５％の成分組成、更に好ましくは、質量で、Ｃ：０.１〜０.３５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％を含み残部を実質的にＦｅとする。所定の成分組成の鋼を熱間圧延後直ちにＭｓ点±２５℃まで冷却後、一旦冷却を中断し、Ｍｓ点＋５０℃以上に復熱させ、その後、再び室温まで冷却する。【選択図】  図１
2006104489.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度が、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度であることを特徴とする曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【請求項２】
鋼表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度が、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度で、鋼表面から深さ５ｍｍまではベイナイト主体の組織を呈し、更に内部はマルテンサイト主体の組織を呈することを特徴とする曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．３５％であることを特徴とする請求項１または２に記載の曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【請求項４】
所定の成分組成の鋼を熱間圧延後直ちにＭｓ点±２５℃まで冷却後、一旦冷却を中断し、Ｍｓ点＋５０℃以上に復熱させ、その後、再び室温まで冷却することを特徴とする曲げ加工性に優れた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、産業機械や運搬機器等に用いられる耐摩耗鋼およびその製造方法に関し、特に曲げ加工性に優れるものに関する。
【背景技術】
【０００２】
建設、土木、鉱山等の分野で使用される産業機械、部品、運搬機器等（例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット等）には、それらの寿命を確保するため、耐摩耗性に優れた鋼が用いられる。
【０００３】
耐摩耗性を向上させる場合、鋼の表面を焼入れ組織とし表面硬度を高くしなければならない。一般に鋼の焼入れ硬さはＣ量を増加することで確保できるが、表面硬度が増すと曲げ加工などの冷間加工の際に、硬質且つ延性の低い表裏面よりクラックが発生し、最悪の場合には発生したクラックが鋼板板内方向に伝播し、鋼板が破断し、加工部材としては使用できなくなる。
【０００４】
そのため、耐摩耗鋼の加工性向上に関して特許文献１〜５を代表とする種々の技術が提案されている。
【０００５】
特許文献1では、残留オーステナイトを５〜２０％含むことにより、耐摩耗鋼として使用するにあたって、加工段階は軟質で加工しやすく、摩耗環境下においては残留オーステナイトが高Cのマルテンサイトに変態して、摩耗部のみが高硬度となって耐摩耗性を向上させる技術が提案されている。本技術はＳｉを０．６０％以上添加することにより、オーステナイトを安定化するが、Sｉの多量添加は、溶接性、延靭性の低下や介在物の増加などを引き起こし、使用性能が低下する。
【０００６】
特許文献２では、マルテンサイトの面積率を５〜５０%とし、残部をフェライト-パーライト又は、フェライト-ベイナイトとすることにより、耐摩耗性と加工性を両立させることを提案している。しかし、マルテンサイトとフェライトなどの混合組織とした場合、同等Ｃ量を含むフルマルテンサイト組織の耐摩耗鋼と比較すると耐摩耗性は劣る。
【０００７】
特許文献3では、鋼板表面と板厚中心部の硬度差を規定し、加工性を向上させることを提案している。しかし、鋼板内部よりも鋼板表面の硬度を高くする必要があり、耐摩耗鋼として使用中に表面が摩耗し、板厚内部が摩耗面となるに伴い、より低硬度な面が磨耗面となり耐摩耗性は劣化する。  
【０００８】
さらに、曲げ加工する際に最も歪をうける表層部分は焼入れままのマルテンサイト組織であるため、従来の焼入れままの耐摩耗鋼と比較し大きな改善効果は得られない。
【０００９】
特許文献４では、鋼板の片面のみを焼入れし、耐摩耗性を付与することにより、他方の面を耐摩耗鋼と比較し高加工性とする技術が提案されている。しかし、片面のみを焼入れする場合、板厚方向に温度差が生じ、その結果、鋼板全体に歪が生じ、フラットな鋼板を製造することが困難であり、現実的なプロセスではない。
【００１０】
特許文献５では、焼入れを行った後に、この焼入れ鋼板と５０ｍｍ以上の厚さの鋼板を重ね合わせて焼戻すことにより、片面のみを軟化させる技術が提案されている。しかし、実際の製造において、鋼板を重ね合わせることは大規模な設備が必要となるとともに、板厚方向で硬度勾配を付与するためには厳密な温度管理が必要となる。また、軟化させる面から板厚中央部付近にかけて極端に硬度が低下するため、耐摩耗鋼としての寿命が短くなることも懸念される。
【特許文献１】特開平７-１７３５７１号公報
【特許文献２】特開平7-９０４７７号公報
【特許文献３】特開平１０-８１８６号公報
【特許文献４】昭６４-４４１９号公報
【特許文献５】特開平２-３０１５１１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上述したように、耐摩耗鋼において耐摩耗性を損なわずに加工性を付与することは困難で、従来提案されている耐摩耗鋼は使用する際、種々の制約が生じていた。
【００１２】
本発明は、耐摩耗性が安定的に確保され、且つ曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者等は鋼の表面硬度が低下するほど改善される曲げ加工性と、硬度が上昇するほど改善される耐摩耗性を両立するため種々検討を重ね、曲げ加工性を向上させるため表層近傍を軟質な組織としても、軟質部での硬度が鋼内部と特定の関係を有し、その深さが特定の範囲内であるならば耐摩耗鋼として使用可能であることを見出した。本発明の課題は、以下の手段により達成できる。
【００１４】
（１）  鋼表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度が、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度であることを特徴とする曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【００１５】
（２）  鋼表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度が、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度で、鋼表面から深さ５ｍｍまではベイナイト主体の組織を呈し、更に内部はマルテンサイト主体の組織を呈することを特徴とする曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【００１６】
（３）  質量％で、Ｃ：０．１〜０．３５％であることを特徴とする（１）または（２）に記載の曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼。
【００１７】
（４）  所定の成分組成の鋼を熱間圧延後直ちにＭｓ点±２５℃まで冷却し、一旦冷却を中断後、Ｍｓ点＋５０℃以上に復熱させ、その後、再び室温まで冷却することを特徴とする曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、優れた加工性を有する耐摩耗鋼が得られ産業上極めて有用である。  
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明では鋼の板厚方向の硬度分布、組織を規定する。以下、本発明について鋼板を対象に詳細に説明する。
［板厚方向硬度分布］
本発明では、鋼板表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度を、更に内部の硬度分布における最高硬度よりも４０ＨＶ以上低硬度とする。
【００２０】
図1に化学成分が質量％で、０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．３０％Ｍｎ−０．２０％Ｃｒ−０．１１％Ｍｏ−０．０２％Ｎｂ−残部Ｆｅの鋼板（板厚１６ｍｍ）を用いて、表層硬度のみを変化させ、限界曲げ半径に及ぼす表層硬度低下代の影響について調査した結果を示す。調査した鋼板は何れもが表層から５ｍｍを超える板内部における硬度分布において最高硬度４００〜４３０ＨＶを示すものを用いた。
【００２１】
図において表層硬度低下代は、鋼板表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度とそれより内部の硬度分布における最高硬さとの差で規定する。曲げ加工性は試験片幅１５０ｍｍの広幅曲げ試験片を用いた１８０°曲げ試験で実施した。図より表面硬度低下代を４０ＨＶ以上とした場合、限界曲げ半径は（２×板厚ｔ）以下となり改善される。
［板厚方向組織］
上述した板厚方向硬度分布を有する鋼板は鋼板表面から深さ５ｍｍまでを軟質なベイナイト主体の組織とし、表層から深さ５ｍｍを超える内部をマルテンサイト主体の組織とした場合に得られる。
【００２２】
鋼板表面から深さ５ｍｍまでを軟質なベイナイト主体とすることにより曲げ加工性を改善する。表層付近を軟質な組織とすると表層付近の耐摩耗性は劣化するが、表層付近が磨耗した後はマルテンサイト主体の組織が表面に現出するので耐摩耗鋼本来の優れた耐摩耗性が得られる。
【００２３】
曲げ加工性を飛躍的に改善するためには、鋼板表面から２ｍｍ以上の距離を軟化させることが望ましく、一方、耐摩耗性の観点からは、表層からの軟化距離を拡大することは望ましくないため、実用上鋼板表面から深さ５ｍｍまでに規定した。
【００２４】
本発明では、板厚５ｍｍを越える内部の最高硬度を示す部分の組織がマルテンサイト主体の組織であれば良く、マルテンサイト分率が９５％以上の組織であることが好ましい。残り５％未満の組織は、通常の焼入れ熱処理においても局所的にセメンタイトが析出し、ベイナイト組織を呈する。
【００２５】
また、本発明で鋼板表面から深さ５ｍｍまでの最低硬度を示す部分の組織はベイナイト主体の組織であれば良く、鋼板表面から深さ５ｍｍまでにおいて、少なくとも、硬度分布における最低硬度が得られる位置の組織が、ベイナイト分率が７０％以上の組織であることが好ましい。
【００２６】
尚、本発明に係る耐摩耗鋼板は、表裏面のいずれか一方の表面でのみ規定される硬度分布を満足するものも含み、ダンプトラックの荷台など、表裏両面に耐摩耗性を付与する必要が無い用途に使用される。
[製造方法]
次に本発明鋼の製造条件について述べる。本発明鋼は直接焼入れ途中の特定温度で、冷却を一旦中止し復熱後冷却を行う２段冷却処理により製造する。鋼板を圧延後、直接焼入れする際の冷却パターンが、鋼板表裏面硬度に及ぼす影響を調査した。
【００２７】
成分組成が質量％で、０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．２５％Ｍｎ−０．１％Ｃｒ−０．１％Ｍｏ−０．０１％Ｎｂ−０．０１％Ｔｉ−０．００１０％Ｂ−残部がＦｅで厚さ１２０ｍｍの鋼片を小型圧延機により２０ｍｍ厚に熱間圧延後、冷却し、鋼板表面が所定の温度になった時点で冷却を停止し、鋼板表面が７０〜８０℃復熱直後（冷却停止温度から鋼板表面温度が７０〜８０℃上昇した直後）に再度冷却を開始し、室温まで冷却した。
【００２８】
図２に冷却を停止した温度（鋼板表面における温度）と硬度の関係を示す。板内部は何れの温度で冷却を一時停止しても高硬度であるのに対し、鋼板表面の硬度はＭｓ点±２５℃で冷却を停止すると極端に低下している。表面温度がＭｓ点±２５℃で冷却を一時中断させ復熱させると、鋼板内部は高硬度のままで鋼板表層部付近のみ硬度を低下させることが可能である。
【００２９】
また、同じ化学成分を有する厚さ１２０ｍｍの素材を同様に厚さ２０ｍｍに圧延後、鋼板表面温度４００〜４５０℃まで冷却し、一旦冷却を停止させ、冷却時から表面温度が２０〜１２０℃上昇した直後に再度冷却を開始し、室温まで冷却した。本発明で「冷却」とは水焼入れに相当する冷却速度を指す。
【００３０】
図3に得られた鋼板の表面付近の硬度測定結果を示す。図中の「表面付近の最低硬度」は「板表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度」を指す。板内部最高硬度よりも４０ＨＶ以上低下させるためには、表面付近の最低硬度を３７０ＨＶ以下まで低下させる必要がある。鋼板表面温度をＭｓ点＋５０℃以上まで復熱させることにより、表面付近の最低硬度を３７０ＨＶ以下、すなわち板表面から深さ５ｍｍまでの硬度分布における最低硬度を板内部の最高硬度よりも４０ＨＶ以上低下させることが可能である。
【００３１】
上述した条件で鋼板の表裏両面を２段冷却すると、表裏両面ともに硬度が低下し、加工性が良好な耐摩耗鋼板となる。片面のみを同様の冷却パターンで冷却した場合には、片面のみが硬度が低下し、片面のみ加工性良好な耐摩耗鋼板となる。
【００３２】
[化学成分]
本発明は、耐摩耗鋼において硬度に関する規定を満足すれば良く特に成分組成は規定しないが、実際の部材に使用する際に重要となる溶接性や、低温域での使用に耐えうるために必要な低温靭性を確保する場合、質量％で、Ｃ：０．１〜０.３５％の耐摩耗鋼であることが好ましい。そして、更に好ましくは、質量で、Ｃ：０.１〜０.３５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％を含み残部が実質的にＦｅからなる耐摩耗鋼であることが好ましい。
【００３３】
そして、更に好ましくは、上記化学成分に加え、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０３〜２％、Ｃｒ：０．０３〜２％、Ｍｏ：０．０３〜１％、Ｖ：０．０５〜０．１ ％を1種以上含む耐摩耗鋼である。以下、これら各成分について説明する。
【００３４】
Ｃ：０．１〜０．３５％
耐摩耗鋼は使用環境により必要とする硬度が異なる。Ｃは、鋼の硬度を調整するのに重要な元素であり、耐摩耗鋼としての硬さを確保するためには０．１％以上必要である。しかし、Ｃを大量に添加すると、溶接性、靭性を劣化させるため、上限を０．３５％とした。
【００３５】
Ｓｉ：０．０５〜１％
脱酸元素として有効な元素であり、このため０．０５％以上の添加が必要である。また、固溶強化に対しても有効な元素であるが、１％を超える添加量では、延靭性が低下したり、介在物が増加したりする等の問題がある。このため０．０５〜１％と規定した。
【００３６】
Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは焼入れ性確保の観点から有効な元素であり、０．１％以上の添加が必要である。一方、２％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このため、０．１〜２％と規定した。
【００３７】
Ｐ：０．０％以下
多量に含有すると靭性劣化を招くため、上限を０．０２％とした。
【００３８】
Ｓ：０．００５％以下
鋼中においてＭｎＳとして析出すると介在物として高強度鋼の破壊発生起点となり靭性の劣化を招くため、上限を０．００５％とした。
【００３９】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
析出物として存在し、粒径微細化効果を有する元素であるが０．００５％未満ではこの効果を発揮することができず、０．０３％を超える添加では溶接性が劣化するので０．００５〜０．０３％の範囲とする。
【００４０】
また、鋼材特性をより向上させようとする場合には、下記範囲のＴｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを1種以上含むようにしてもよい。
【００４１】
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
靭性に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定することにより靭性を向上させるとともに、焼入れ性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、０．００５％未満ではこの効果を発揮することができず、０．１％を超える添加では靭性が劣化するので、０．００５〜０．１％の範囲とする。
【００４２】
Ｂ：０．０００５〜０．００２％
微量添加で焼入れ性を高める元素であるが０．０００５％未満ではこの効果を発揮することができず、０．００２％を超える添加では靭性が劣化するので、０．００５〜０．００２％の範囲とする。
【００４３】
Ｃｕ：０．１〜２％
焼入れ性を高める元素であるが、０，１％未満ではこの効果を発揮することができず、２．０％を超える添加では熱間加工性が低下するとともに、コストも上昇するので、０．１〜２．０％の範囲とする。
【００４４】
Ｎｉ：０．０３〜２％
焼入れ性を高めるとともに、低温靭性を向上させる元素であるが、０．０３％未満ではこの効果を発揮することができず、２％を超える添加ではコストが上昇するので、０．０３〜２％の範囲とする。
【００４５】
Ｃｒ：０．０３〜２％
焼入れ性を高める元素であるが、０．１％未満ではこの効果を発揮することができず、２％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コストが上昇するので、０．１〜２％の範囲とする。
【００４６】
Ｍｏ：０．０３〜１％
焼入れ性を高める元素であるが、０．０３％未満ではこの効果を発揮することができず、１．０％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コストが上昇するので、０．０３〜１．０％の範囲とする。
【００４７】
Ｖ：０．０５〜０．１ ％
焼入れ性を高める元素であるが、０．０５％未満ではこの効果を発揮することができず、０．１％を超える添加では溶接性が劣化するので、０．０５〜０．１％の範囲とする。
【００４８】
また、残部が実質的にＦｅとは、以上に記載した鋼板が含有する元素の働きを阻害しない範囲で、これらの元素以外の元素を含むことができることを意味する。
【００４９】
なお、本発明は硬度が高ければ高いほどその効果が発揮されるので硬度レベルが３８０ＨＶ以上の耐摩耗鋼に適用するのが好ましい。但し、本発明での硬度レベルとは、表面から５ｍｍより内側の最高硬度を示す。
【００５０】
本発明は製品として鋼板だけでなく、Ｈ形鋼、棒鋼にも適用可能である。
【実施例】
【００５１】
表１に示す成分組成の鋼を板厚１６ｍｍに熱間圧延後、熱処理条件を変えて本発明に係る開発鋼（鋼Ａ，Ｂ）、従来鋼（鋼Ｃ）とした。本成分組成は耐磨耗鋼として一般的な成分組成で、Ｍｓ点は４２０℃、焼入れ硬さはブリネル硬度（ＨＢＷ１０／３０００）で４００ＨＢを示す。
【００５２】
鋼Ａは、圧延直後、鋼板表裏面を４１０℃まで水焼入れ後、一旦冷却を中止し、４８０℃まで表層を復熱させた後、再度室温まで水焼入れを行った。鋼Ｂは圧延直後４１０℃まで冷却後、一方の表面のみ水冷を中断し、４８０℃まで復熱したのち、再度室温まで冷却した。他方の表面は圧延直後からの水冷を４１０℃で中断せず連続冷却を行った。鋼Ｃは通常の直接焼入れ処理を行った。いずれの温度も、鋼板表面での温度とする。
【００５３】
図４に鋼Ａ，Ｂと鋼Ｃの板厚方向の硬さ分布を示す。鋼Ａでは表裏面の硬度が低下し、鋼Ｂでは片面の表面の硬度が低下している。一方、鋼Ｃの硬度分布は平坦で、鋼Ａ，Ｂで観察された鋼板表面側における硬度低下は観察されなかった。
【００５４】
鋼Ａは表裏面から２．５ｍｍを超えた内部側では鋼Ｃと同等の硬度を示している。鋼Ｂでは一方の表面側は、表面から２．５ｍｍを超えた内部側では鋼Ｃと同等の硬度で、他方は表面から従来鋼と同等の硬度を示した。
【００５５】
表２に曲げ試験結果を示す。曲げ試験は試験片幅１５０ｍｍの広幅曲げ試験片を用い曲げ半径を２．０ｔ，３．０ｔ、４．０ｔとして１８０°曲げ試験を行った。鋼Ａ，Ｂは共に曲げ半径２．０ｔ（ｔは板厚で１６ｍｍ）で割れが観察されず良好な曲げ加工性が確認された。鋼Ｂは軟化している側の面を曲げ加工の外面側とした。一方、鋼Ｃは、曲げ半径２．０ｔで割れが観察された。
【００５６】
尚、鋼Ａは表裏面から２．５ｍｍ付近までベイナイト主体の組織、板厚中央部はマルテンサイト主体の組織が観察され、鋼Ｂは片面の表面から２．５ｍｍまではベイナイト主体の組織、他方は表面からマルテンサイト主体の組織とした。鋼Ｃは板厚方向の全領域でマルテンサイト主体の組織が観察された。
【００５７】
【表１】
2006104489.tif 000003
【００５８】
【表２】
2006104489.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】曲げ試験結果（限界曲げ半径）に及ぼす表面硬度低下代の影響を示す図。
【図２】冷却途中の冷却停止温度が板厚方向硬度分布における表層硬度（最低値）と板厚中央部の最高硬度に及ぼす影響を示す図。
【図３】２段冷却条件（冷却停止温度と復熱温度）と板厚方向硬度分布における表層硬度（最低値）の関係を示す図。
【図４】実施例。
【図１】
2006104489.tif 000005
【図２】
2006104489.tif 000006
【図３】
2006104489.tif 000007
【図４】
2006104489.tif 000008