(57)【要約】  重量％で、Ｃ：０．２９〜０．３７％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０５％以下（０は除く）、Ｓ：０．０２％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０７％以下（０は除く）、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｖ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、Ｃｏ：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｕ：０．５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０２％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．０５％以下（０は除く）及びＣａ：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは［数１］を満たす優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法を提供する。［数１］（但し、前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、
前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たし、
微細組織は９０面積％以上のマルテンサイトを含む、優れた硬度と衝撃靭性を有する、ことを特徴とする耐摩耗鋼。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【請求項２】
前記耐摩耗鋼は、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）からなるグループから選択された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と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
【請求項３】
前記耐摩耗鋼は、残留オーステナイト及びベイナイトのうち１種以上を１０％以下さらに含む、ことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
【請求項４】
前記マルテンサイトは、平均パケットのサイズが３０μｍ以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
【請求項５】
前記耐摩耗鋼は、マルテンサイトのＫＡＭが０．４５〜０．８である、ことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
【請求項６】
前記耐摩耗鋼は、硬度が４６０〜５４０ＨＢであり、−４０℃での衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
（但し、前記ＨＢは、ブリネル硬さ計で測定された鋼の表面硬度を示す。）
【請求項７】
前記耐摩耗鋼は、硬度（ＨＢ）と衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が、下記［数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と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼。
［数２］
ＨＢ×Ｊ≧２５０００
（但し、前記ＨＢはブリネル硬さ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。）
【請求項８】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たす鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
前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と、
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と、
前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０〜９３０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ＋１０分〜１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）間再加熱する段階と、
前記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階と、
前記水冷された熱延鋼板を３５０〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分〜１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する段階と、を含む、ことを特徴とする優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【請求項９】
前記鋼スラブは、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）からなるグループから選択された１種以上をさらに含む、ことを特徴とする請求項８に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
【請求項１０】
前記水冷時に冷却速度は２℃／ｓ以上である、ことを特徴とする請求項８に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する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、高硬度の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されることができる高硬度の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、鉱産業、セメント産業など、多くの産業分野において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の発生が著しく、耐摩耗特性を示す素材を適用することが必要である。
【０００３】
一般に、厚鋼板の耐摩耗性と硬度は互いに関係があり、摩耗が懸念される厚鋼板においては、硬度を高める必要がある。より安定的な耐摩耗性を確保するためには、厚鋼板の表面から板厚の内部（ｔ／２近傍、ｔ＝厚さ）にわたっ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において同程度の硬度を有すること）が求められる。
【０００４】
通常、厚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てから焼入れする方法が広く使用されている。一例として、特許文献１では、Ｃ含量を高め、ＣｒとＭｏなどの硬化性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を開示している。しかし、極厚物鋼板を製造するためには、鋼板の中心部に硬化性能を確保するために、より多くの高硬化性能元素を添加することが求められ、Ｃと高硬化性能合金を多量に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。
【０００５】
したがって、硬化性能を確保するために、高硬化能性合金の添加が不可避な状況下で、高硬度を確保すること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求められている実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開１９８６−１６６９５４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の一側面は、耐摩耗性に優れると共に、高強度及び高衝撃靭性を有する高硬度の耐摩耗鋼及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たし、微細組織は９０面積％以上のマルテンサイトを含む、優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼を提供する。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【０００９】
本発明の他の実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たす鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、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と、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と、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０〜９３０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ×１０分〜１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）間再加熱する段階と、上記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階と、上記水冷された熱延鋼板を３５０〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分〜１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する段階と、を含む、優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法を提供する。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【発明の効果】
【００１０】
本発明の一側面によると、厚さが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効果がある。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
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。以下で説明する合金組成の含量は重量％である。
【００１２】
炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼において、強度と硬度を増加させるのに効果的であり、硬化性能を向上させるために有効な元素である。上述の効果を十分に確保するためには、０．２９％以上添加することが好ましいが、もし、その含量が０．３７％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。したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．２９〜０．３７％に制御することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は、０．２９５％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましく、０．３０５％であることが最も好ましい。上記Ｃ含量の上限は、０．３６５％であることがより好ましく、０．３６％であることがさらに好ましく、０．３５５％であることが最も好ましい。
【００１３】
シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．７％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸と固溶強化に伴う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の含量を０．１〜０．７％に制御することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は、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、０．１８％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は、０．６５％であることがより好ましく、０．６０％であることがさらに好ましく、０．５０％であることが最も好ましい。
【００１４】
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の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、上記Ｍｎを０．６％以上含有することが好ましいが、その含量が１．６％を超えると、溶接性を低下させるという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．６〜１．６％に制御することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は、０．６２％であることがより好ましく、０．６５％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。上記Ｍｎ含量の上限は、１．６３％であることがより好ましく、１．６０％であることがさらに好ましく、１．５５％であることが最も好ましい。
【００１５】
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ると共に、鋼の靭性を阻害する元素でもある。したがって、上記Ｐの含量をできるだけ下げて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水準を考慮して０％を除く。
【００１６】
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の含量をできるだけ下げて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水準を考慮して０％を除く。
【００１７】
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の酸素含量を下げるのに効果的な元素である。このようなＡｌの含量が０．０７％を超えると、鋼の清浄性を阻害するという問題があるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０７％以下に制御することが好ましく、製鋼工程時の負荷、製造コストの上昇などを考慮して０％は除く。
【００１８】
クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ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。上述の効果を得るためには、０．１％以上のＣｒを添加することが好ましいが、その含量が１．５％を超えると、溶接性に劣り、製造コストを上昇させる原因となる。上記Ｃｒ含量の下限は、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Ｃｒ含量の上限は、１．４％であることがより好ましく、１．３％であることがさらに好ましく、１．２％であることが最も好ましい。
【００１９】
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させ、特に、厚物材の硬度向上に有効な元素である。上述の効果を十分に得るためには、０．０１％以上のＭｏを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、その含量が０．８％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接性に劣るという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．０１〜０．８％に制御することが好ましい。上記Ｍｏ含量の下限は、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏ含量の上限は、０．７５％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い。
【００２０】
バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後、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るため、強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。上述の効果を十分に確保するためには、０．０１％以上添加することが好ましいが、もし、その含量が０．０８％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の含量を０．０１〜０．０８％に制御することが好ましい。上記Ｖ含量の下限は、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。上記Ｖ含量の上限は、０．０７％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましい。
【００２１】
ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）
ボロン（Ｂ）は、少量の添加でも鋼の焼入れ性を有効に上昇させるため、強度を向上させるのに有効な元素である。但し、その含量が過剰になると、むしろ鋼の靭性及び溶接性を阻害するという問題があるため、その含量を５０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｂ含量は、４０ｐｐｍ以下であることがより好ましく、３５ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、３０ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
【００２２】
コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）
コバルト（Ｃｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させるため、鋼の強度と共に硬度の確保に有利な元素である。但し、その含量が０．０２％を超えると、鋼の焼入れ性が低下する恐れがあり、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。したがって、本発明では、０．０２％以下のＣｏを添加することが好ましい。上記Ｃｏ含量は、０．０１８％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましく、０．０１３％以下であることが最も好ましい。
【００２３】
本発明の耐摩耗鋼は、上述の合金組成以外にも、本発明で目標とする物性の確保に有利な元素をさらに含むことができる。例えば、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、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からなるグループから選択された１種以上を含むことができる。
【００２４】
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）
ニッケル（Ｎｉ）は、一般に、鋼の強度と共に靭性を向上させるのに有効な元素である。但し、その含量が０．５％を超えると、製造コストを上昇させる原因となる。したがって、上記Ｎｉを添加する場合、０．５％以下添加することが好ましい。上記Ｎｉ含量は、０．４８％以下であることがより好ましく、０．４５％以下であることがさらに好ましく、０．４％以下であることが最も好ましい。
【００２５】
銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を向上させ、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、このようなＣｕの含量が０．５％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を添加する場合は０．５％以下添加することが好ましい。上記Ｃｕ含量の上限は、０．４５％であることがより好ましく、０．４３％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。
【００２６】
チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入れ性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で、固溶Ｂを増加させて焼入れ性の向上を最大化することができる。但し、上記Ｔｉの含量が０．０２％を超えると、粗大なＴｉＮ析出物が形成されるため、鋼の靭性に劣るという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉの添加時に０．０２％以下添加することが好ましい。上記Ｔｉ含量は、０．０１９％以下であることがより好ましく、０．０１８％以下であることがさらに好ましく、０．０１７％以下であることが最も好ましい。
【００２７】
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性能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）などの炭窒化物を形成するため、鋼の強度の増加及び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るため、靭性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｎｂの添加時に０．０５％以下添加することが好ましい。上記Ｎｂ含量は、０．０４５％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。
【００２８】
カルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓとの結合力がよく、ＣａＳを生成するため、鋼材の厚さの中心部に偏析するＭｎＳの生成を抑制する効果がある。また、上記Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、多湿な外部環境下で腐食抵抗を高める効果がある。上述の効果を得るためには、２ｐｐｍ以上の上記Ｃａを添加することが好ましいが、その含量が１００ｐｐｍを超えると、製鋼操業時にノズル詰まりなどを誘発させるという問題があるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｃａの添加時に、その含量を２〜１００ｐｐｍに制御することが好ましい。上記Ｃａ含量の下限は、２．５ｐｐｍ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、３．５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｃａ含量の上限は、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。
【００２９】
これに加えて、本発明の耐摩耗鋼は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）、タングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなるグループから選択された１種以上をさらに含むことができる。
【００３０】
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向上に有効である。また、Ｗは焼入れ性を増加させるため、強度を向上させると共に、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、むしろ鋼の物性を損なう恐れがある。したがって、本発明では、上記Ａｓ、Ｓｎ又はＷをさらに含む場合、その含量をそれぞれ０．０５％以下に制御することが好ましい。
【００３１】
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、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書では特に言及しない。
【００３２】
一方、本発明の耐摩耗鋼において、前述の合金成分のうち、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、下記［数１］を満たすことが好ましい。もし、下記［数１］を満たさない場合は、本発明が得ようとする硬度と低温衝撃靭性を同時に確保することが困難である。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【００３３】
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、本発明の耐摩耗鋼は、面積分率で、９０％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の分率が９０％未満であると、目標レベルの強度及び硬度を確保し難くなるという問題がある。一方、本発明の耐摩耗鋼の微細組織は、さらに残留オーステナイト及びベイナイトのうち１種以上を１０％以下含むことができ、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。本発明において、上記マルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相を含み、このように焼戻しマルテンサイト相を含む場合、鋼の靭性をより有利に確保することができる。一方、上記マルテンサイトの分率は９５面積％以上であることがより好ましい。
【００３４】
また、本発明では、上記マルテンサイトの平均パケットサイズが３０μｍ以下であることが好ましい。上記のようにマルテンサイトの平均パケットサイズを３０μｍ以下に制御することで、硬度と靭性を同時に向上させることができる。上記マルテンサイトの平均パケットサイズは、２０μｍ以下であることがより好ましく、１５μｍ以下であることがさらに好ましく、１０μｍ以下であることが最も好ましい。一方、上記マルテンサイトの平均パケットサイズは、小さいほど物性の確保に有利であるため、本発明では、上記マルテンサイトの平均パケットサイズの上限について特に限定しない。ここで、マルテンサイトのパケットとは、結晶方位が同一であるラス及びブロックマルテンサイトの群集を意味する。
【００３５】
また、本発明のマルテンサイトのＫＡＭは０．４５〜０．８であることが好ましい。上記ＫＡＭは転位密度を計るための指標である。上記ＫＡＭは０〜１  の値を有し、１に近づくほど転位密度が高くなると解される。本発明では、上記ＫＡＭが０．４５未満の場合、低い転位密度により十分な硬度を確保することが困難となる可能性があり、０．８を超える場合には、低温靭性の確保が困難となり得る。
【００３６】
上述のように提供される本発明の耐摩耗鋼は、４６０〜５４０ＨＢの表面硬度を確保するとともに、−４０℃の低温で４７Ｊ以上の衝撃吸収エネルギーを有する効果がある。
【００３７】
また、本発明の耐摩耗鋼は、硬度（ＨＢ）と衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が下記［数２］を満たすことが好ましい。本発明では、高硬度の他に、低温靭性特性を向上させることを特徴とするが、そのためには、下記［数２］を満たすことが好ましい。すなわち、表面硬度だけが高く衝撃靭性に劣って［数２］を満たさないか、又は衝撃靭性には優れるものの表面硬度が目標値に達せず、［数２］を満たさない場合には、最終目標とする高硬度及び低温靭性特性を保証することができなくなる。
［数２］
ＨＢ×Ｊ≧２５０００
（但し、上記ＨＢはブリネル硬さ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。）
【００３８】
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。
【００３９】
まず、鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲で加熱する。上記スラブの加熱温度が１０５０℃未満であると、Ｎｂなどの再固溶が十分でない。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恐れがある。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。
【００４０】
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相対的に弱圧下されるため、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達されず、空隙のような欠陥が除去されない恐れがある。一方、その温度が１０５０℃を超えると、圧延と同時に再結晶が生じた後、粒子が成長するようになるため、初期のオーステナイト粒子が過度に粗大になる恐れがある。
【００４１】
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恐れがある。一方、その温度が９５０℃を超えると、最終組織の粒度が粗大になって低温靭性に劣るという問題がある。
【００４２】
その後、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０〜９３０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚）以上で再加熱する。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に逆変態させるためのものであって、上記再加熱温度が８８０℃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。一方、その温度が９３０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大になって焼入れ性が高くなる効果はあるが、鋼の低温靭性に劣るという問題がある。上記再加熱時の在炉時間が１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚）未満であると、オーステナイト化が十分に行われず、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が十分に得られなくなる。一方、上記再加熱時に在炉時間の上限は、１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）であることが好ましい。１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大になって焼入れ性が強くなる効果はあるが、それにより低温靭性に劣るという問題がある。
【００４３】
上記再加熱された熱延鋼板を板厚の中心部（例えば、１／２ｔ地点（ｔ：板厚（ｍｍ））を基準として１５０℃以下まで水冷する。上記水冷速度は、２℃／ｓ以上であることが好ましい。上記冷却速度が２℃／ｓ未満であるか、冷却終了温度が１５０℃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剰に形成される恐れがある。本発明において、上記冷却速度の上限は特に限定せず、通常の技術者であれば、設備の限界を考慮して適宜に設定することができる。一方、上記水冷時の冷却速度は、５℃／ｓ以上であることがより好ましく、７℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。
【００４４】
上記冷却された熱延鋼板を３５０〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）以内に熱処理する。上記焼戻し温度が３５０℃未満であると、焼戻しマルテンサイトの脆化現象が発生し、鋼の強度及び靭性に劣る恐れがある。一方、その温度が６００℃を超えると、再加熱及び冷却によって高くなったマルテンサイト内の転位密度が急激に減少し、結果として硬度が目標値に対して低下する恐れがあるため好ましくない。また、上記焼戻し時間が１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）を超えると、やはり急速冷却後に発生したマルテンサイト組織内の高い転位密度が低くなり、結果として硬度が急激に低下するようになる。なお、上記焼戻し時間は、１．３ｔ＋５分（ｔ：板厚）以上でなければならない。焼戻し時間が１．３ｔ＋５分（ｔ：板厚）未満となる場合、鋼板の幅と長さ方向に均一に熱処理されず、結果として位置ごとに物性の偏差をもたらし得る。一方、上記熱処理の後には、空冷処理を行うことが好ましい。
【００４５】
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ってもよく、より好ましくは５〜５０ｍｍ、さらに好ましくは５〜４０ｍｍの厚さを有してもよい。
【００４６】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明の例示として、より詳細に説明するためのものであり、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と、これにより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。
【００４７】
（実施例）
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを用意した後、上記鋼スラブに対して下記表２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−焼戻しを施して熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板に対して微細組織、ＫＡＭ及び機械的物性を測定した後、下記表３に示した。
【００４８】
この際、上記微細組織は、任意のサイズに試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、光学顕微鏡と電子走査顕微鏡を活用して厚さ中心の１／２ｔ位置を観察した。
【００４９】
また、ＫＡＭはＥＢＳＤを通じて２００μｍ×２００μｍの面積について分析した。そして、硬度及び靭性は、それぞれブリネル硬さ試験機（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。この際、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使用した。また、シャルピー衝撃試験の結果は、１／４ｔ位置で試片を採取した後、−４０℃で３回測定したものの平均値を使用した。
【００５０】
【表１】
2021507999.tif 000002
【００５１】
【表２】
2021507999.tif 000003
【００５２】
【表３】
2021507999.tif 000004
【００５３】
上記表１乃至３から分かるように、本発明の提案する合金組成と［数１］、並びに製造条件を満たす発明例１乃至７の場合には、本発明の微細組織とＫＡＭを満たすことはもちろん、優れた硬度と低温衝撃靭性を確保していることが分かる。
【００５４】
一方、本発明の提案する合金組成又は［数１］を満たしておらず、製造条件も満たしていない比較例１、２、３、４、５、８、９の場合は、本発明が目標とする硬度と低温衝撃靭性のレベルに達していないことが分かる。
【００５５】
また、比較例６、７の場合には、本発明の提案する製造条件は満たしているものの、合金組成及び［数１］を満たしておらず、優れたレベルの硬度及び低温衝撃靭性が確保できていないことが分かる。
【００５６】
比較例１０及び１１の場合には、本発明の提案する合金組成と［数１］を満たしているものの、焼戻し処理を行わないか、又は製造条件のうち再加熱温度を満たしていない場合であって、本発明が目標とする硬度と低温衝撃靭性のレベルに達していないことが分かる。
【００５７】
また、比較例１乃至１１のいずれも、本発明の提案するＫＡＭの範囲を外れていることから、本発明が目標とする硬度と低温衝撃靭性のレベルに達していないことが確認できる。
【手続補正書】
【提出日】令和2年7月29日(2020.7.29)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項８】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たす鋼スラブを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して粗圧延バーを得る段階と、
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と、
前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０〜９３０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ＋１０分〜１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）間再加熱する段階と、
前記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階と、
前記水冷された熱延鋼板を３５０〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分〜１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する段階と、を含む、優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、前記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
本発明の他の実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．２９〜０．３７％、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）、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、更に、ニッケル（Ｎｉ）：０．５以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）及びカルシウム（Ｃａ）：２〜１００ｐｐｍからなるグループから選択された１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは下記［数１］を満たす鋼スラブを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して粗圧延バーを得る段階と、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と、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０〜９３０℃の温度範囲で在炉時間１．３ｔ×１０分〜１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚）間再加熱する段階と、上記再加熱された熱延鋼板を１５０℃以下まで水冷する段階と、上記水冷された熱延鋼板を３５０〜６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分〜１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する段階と、を含む、優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼の製造方法を提供する。
［数１］
Ｃｒ×Ｍｏ×Ｖ≧０．００５
（但し、上記Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含量は重量％である。）
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４０】
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相対的に弱圧下されるため、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達されず、空隙のような欠陥が除去されない恐れがある。一方、その温度が１０５０℃を超えると、圧延と同時に再結晶が生じた後、粒子が成長するようになるため、初期のオーステナイト粒子が過度に粗大になる恐れがある。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
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。上記仕上げ熱間圧延温度が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恐れがある。一方、その温度が９５０℃を超えると、最終組織の粒度が粗大になって低温靭性に劣るという問題がある。
【国際調査報告】
2021507999.tif 000005
2021507999.tif 000006
2021507999.tif 000007
2021507999.tif 000008