JP3736320B2 - 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 - Google Patents
靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3736320B2 JP3736320B2 JP2000275064A JP2000275064A JP3736320B2 JP 3736320 B2 JP3736320 B2 JP 3736320B2 JP 2000275064 A JP2000275064 A JP 2000275064A JP 2000275064 A JP2000275064 A JP 2000275064A JP 3736320 B2 JP3736320 B2 JP 3736320B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- quenching
- steel material
- delayed fracture
- steel
- temperature range
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器等に用いられる靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器（例えば、パワーショベル、ブルドーザ、大型ダンプトラック等）における土砂摩耗部は、その摩耗量によって寿命が支配されるため、優れた耐摩耗性を有する鋼材であることが要求されている。そのため、耐摩耗性を向上させるために、鋼材の組織をマルテンサイト組織とすることにより鋼材の硬度を高めること等がなされている。
【０００３】
ところで、マルテンサイト組織とされた鋼材の硬度はＣ含有量により一義的に決定される。したがって、Ｃ含有量を高めることにより鋼材の硬度を向上できるが、その反面、鋼材の靭性が著しく劣化し、さらに鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が生じ易くなるという問題があった。
【０００４】
そこで、これまでは焼入れ性向上による鋼材硬度の向上、すなわち耐摩耗性を向上させるとともに、靭性および耐遅れ破壊性を確保できるように鋼成分の選定を行なうことが前提とされてきた。
【０００５】
また、靭性および耐遅れ破壊性をともに向上させることを意図して、鋼を熱間圧延して空冷した後に、再加熱焼入れし、さらに必要に応じて焼戻し処理を施すことにより耐摩耗鋼材の製造はなされてきた。
【０００６】
具体的には、特開平１０−１０２１８５号公報には、オーステナイト再結晶温度域で圧延して旧オーステナイト粒を微細化し、再加熱操作によりＣｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素を基地中に固溶させた後に焼入れおよび焼戻しを行なう製造方法が開示されている。この製造方法により得られた鋼材は、その使用中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖの複合析出物が生成され、この生成された複合析出物により耐摩耗性が向上される。したがって、耐摩耗性の向上には寄与するが、靭性には有害なＣ、Ｍｎ等の含有量を低減できる。
【０００７】
また、特開平１１−７１６３１号公報には、Ｃ含有量を低減し、このＣ量低減に伴う焼入れ性の低下をＳｉ含有量の増加により補償し、さらにＮｂのピンニング効果を利用して再加熱操作時にオーステナイト粒が粗大化するのを抑制し、これにより靭性を向上させる製造方法が開示されている。
【０００８】
さらに、特開昭６０−５９０１９号公報には、Ｍｎ含有量を低減することにより耐遅れ破壊性を向上させ、このＭｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下をＣｒ、Ｍｏの添加により補償する製造方法が開示されている。
【０００９】
しかしながら、これら従来の製造方法は、いずれも再加熱焼入れ工程を含むため、製造工程が複雑化して製品コストの上昇が避けられないという欠点があった。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の添加元素の増加は製造コストをより一層上昇させる。
【００１０】
一方、製造コストの削減を意図して、上述の熱間圧延後の空冷操作および再加熱焼入れ操作を省略し、その代わりに直接焼入れ操作を行なう製造方法を確立することが望まれている。
【００１１】
具体的には、特開平８−４１５３５号公報には、鋼成分としてＳｉとＮｂとを組み合わせて添加し、直接焼入れした後に焼戻しする製造方法が開示されている。この製造方法によれば、Ｓｉ，Ｎｂの両元素が焼戻し脆化および焼戻し軟化をともに抑制すること、Ｎｂが旧オーステナイト粒の微細化に作用して耐摩耗性と靭性とが両立すること、さらにＭｏを添加することにより焼入れ性および靭性をより向上させることができる。
【００１２】
また、特開平１−２５５６２２号公報には、直接焼入れした後に、鋼板内の引張残留応力を低減して耐遅れ破壊性を向上させることを意図して高温焼戻しを行なう一方、この高温焼戻しによって生じる硬度低下をＮｂ添加により補償する製造方法が開示されている。
【００１３】
さらに、特開昭６３−３１７６２３号公報には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、Ｍｎ含有量の低減に伴う鋼材の硬度低下をＮｂ添加により補償し、かつＴｉを添加して直接焼入れ後に低温焼戻しを行ない、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を析出させることにより、これら析出物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとして作用して耐遅れ破壊性が向上されることが開示されている。
【００１４】
上述の特開平８−４１５３５号公報、特開平１−２５５６２２号公報および特開昭６３−３１７６２３号公報に記載された技術は、いずれも鋼組成の選定を行なうとともに、焼戻し処理によりマトリックスを軟化させて靭性および耐遅れ破壊性を向上させ、かつこれら靭性および耐遅れ破壊性の向上に伴う硬度低下を特定の成分元素を含有させることによって補償し、耐摩耗性の確保を意図するものである。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の従来技術に共通した問題点は、特定の成分元素の添加が必要であるのでコストの上昇を招き、これにより省プロセス化によるコスト低減を相殺してしまう可能性がある。また、いずれの従来技術も焼戻し工程が必須であるため、製造コストの上昇や生産効率の低下を招くことが懸念される。
【００１６】
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであって、その目的とするところは、特殊な鋼選定を行なうことなく靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供することにある。
【００１７】
本発明の他の目的は、このような耐摩耗鋼材を製造するにあたり、製造コストを節減できる製造方法を提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、靭性および耐摩耗性に優れた耐摩耗鋼材について鋭意研究を重ねた結果、オーステナイト未再結晶温度域で強圧下を施すことによりオーステナイト粒を形態制御した後に、直ちに直接焼入れし、かつこの焼入れを特定の温度域で途中停止することにより表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることによって、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材を開発するに至った。
本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。
【００１９】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２０】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２１】
また、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有させるようにしてもよい。
【００２２】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、調製された鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２４】
また、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有するようにしてもよい。
【００２５】
以下、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材について説明する。
【００２６】
まず、上記の各成分の働きおよび成分範囲の限定理由を述べる。なお、以下の各成分範囲における「％」は「質量％」を意味する。
【００２７】
（１）Ｃ：０．０５〜０．４０％
Ｃは鋼材の硬度を高めるとともに、後述するマルテンサイト組織のラス内に微細炭化物を生じさせ、靭性と耐遅れ破壊性とを向上させる働きを有する。Ｃ含有量は０．０５％以上必要であるが、０．４％を超えると、溶接性が劣化し、焼き割れが生じやすくなるとともに、耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を向上させ難くなる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．３％である。
【００２８】
（２）Ｓｉ：０．１〜０．８％
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤としての働きを有する。脱酸剤として有効な働きをなすために、その添加量は０．１％以上必要であるが、０．８％を超える添加量にすると、溶接部靭性を損なうおそれがある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５〜０．５５％である。
【００２９】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは低コストで焼入れ性を高める働きおよび靭性を向上させる働きを有し、その含有量は０．５％以上必要であるが、２．０％を超えると溶接性を損なうおそれがあり、また遅れ破壊が生じやすくなる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０〜１．６％である。
【００３０】
（４）Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは低コストで焼入れ性を向上させる働きを有する。０．０５％未満のＣｒ含有量ではその効果が小さく、２．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜１．５％である。
【００３１】
（５）Ｔｉ：０．００５〜０．５％
Ｔｉは鋼中のＮと化合し、このＮを固定して後述するＢによる焼入れ性を確保する働きを有するとともに、ＴｉＣとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与する。０．００５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、一方、０．５％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。
【００３２】
（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはその微量添加によって焼入れ性を高める働きを有する。Ｂ含有量は、０．０００５％未満ではその効果を発揮し難く、一方、０．００５％を超えると、溶接性に有害となるおそれがあるとともに、焼入れ性の低下を招くおそれがある。
【００３３】
（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは製鋼時の脱酸剤としての働きを有し、その含有量は０．００５％以上必要であるが、０．１０％を超えると靭性の低下を招くおそれがある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５〜０．０３５％である。
【００３４】
（８）Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、上記のＢと化合しやすく焼入れ性を阻害する。０．００５％を超えるＮ含有量にすると、上述の特定した含有量範囲のＴｉによるＮの固定が不十分になるおそれがある。したがって、Ｎ含有量の上限を０．００５％とした。
【００３５】
本発明に係る鋼材の基本成分は以上であるが、さらにその特性を向上させるために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。
【００３６】
（９）Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは焼入れ性をより向上させる働きを有する。Ｃｕ含有量が０．１％未満ではこの効果が小さく、１．０％を超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３７】
（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有する。Ｎｉ含有量は０．１％以上必要であるが未満ではそれらの効果が小さく、１．０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３８】
（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０％
Ｍｏは焼入れ性をより向上させる働きを有し、その含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００３９】
（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは析出硬化により鋼材硬度をより上昇させる働きを有し、その含有量は０．０１％以上必要であるが、０．２％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１〜０．１％である。
【００４０】
（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは上記の（１）〜（１２）の各成分とは異なる作用を有し、圧延時の再結晶化を抑制して圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、靭性を向上させる働きを有する。Ｎｂ含有量は０．００５％未満ではこのような働きを有効になすことができないおそれがあり、一方、０．１％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０３％である。
【００４１】
本発明に係る鋼材は、上記の特定範囲の各成分を含有するものであって、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織である。ここで表層部とは、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位のことをいう。
【００４２】
なお、本発明においては、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部で８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であればよく、内質部には一部上部ベイナイト組織やフェライト組織が混合されることを許容する。また、このマルテンサイト組織は、後述する直接焼入れ−途中停止において、途中停止後の復熱による炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト組織であってもよい。
【００４３】
さらに、本発明の鋼材は、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比で表される旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄｚ）が２以上である。本発明において旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするのは、これにより靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が発揮されるからである。これは、鋼板の旧オーステナイト粒展伸度と、吸収エネルギー（Ｊ）、遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）およびブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図から理解できる。
【００４４】
上記の旧オーステナイト粒展伸度は、例えば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定された焼入焼戻し法による熱処理粒度試験法に基づき、鋼板の肉厚方向に沿う断面および鋼板の圧延方向に沿う断面にそれぞれ現出させた旧オーステナイト粒の粒径を測定することにより求められる。なお、図１の横軸にとった旧オーステナイト粒展伸度の値は、板厚ｔ／２部において５視野で観察したときに得られた測定値の平均値とした。
【００４５】
ここで用いた鋼材試料としては、質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．４５％、Ｍｎ：１．５５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：０．３１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｂ：０．００１９％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２９％、残部が鉄である組成の鋼を種々の条件で圧延した後、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織とした鋼板（板厚５０ｍｍ）である。図１の縦軸にとったブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３に基づいて、鋼鈑表面に直径１０ｍｍの圧子を押し込んだときに形成されるくぼみの直径を測定するブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）試験により行なった。また、図１の縦軸にとった吸収エネルギーは、板厚中央部から採取したＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に基づく１０×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用い、試料の圧延方向に対して垂直に衝撃力を与えるようにしたシャルピー衝撃試験を−４０℃で行なった。なお、吸収エネルギーの値は、上記の衝撃試験を３回行ない、得られた測定値の平均値を求めたものである。さらに図１の縦軸にとった遅れ破壊発生応力拡大係数は、試験片を３．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬させるとともに試験片の圧延方向に対して垂直方向に所定の荷重を負荷する片持ち梁型の定荷重遅れ破壊試験において、破断に至る最大の応力拡大係数である。なお、このときの破断の測定は１０００時間を最長とした。
【００４６】
図１において、旧オーステナイト粒展伸度の値によらずブリネル硬さの値は約４００程度とほぼ一定である。また、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２となるところを境にしてｄＬ／ｄｚが２未満である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数は著しく低く、一方、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊応力拡大係数が急激に上昇する顕著な遷移が認められ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を示すことが判明した。すなわち、旧オーステナイト粒展伸度を２以上とし、かつ表層部をマルテンサイト組織とし、かつ内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることにより、所望の耐摩耗性を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００４７】
このように靭性および耐遅れ破壊性が著しく向上するのは、マルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織においてラス長さが短くなること、および下部ベイナイトラス内で微細な炭化物が優先析出することによるものと考えられる。すなわち、靭性に関しては、（ａ）ラス長さが短くなることにより亀裂の屈曲や分岐が生じやすくなること、（ｂ）ラス組織内に優先析出した微細な炭化物が亀裂の進展を抑制する障壁となること、以上（ａ）、（ｂ）の両作用により靭性が向上するものと考えられる。一方、耐遅れ破壊性に関しては、ラス組織内の微細炭化物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊の発生が抑制されるからであると考えられる。
【００４８】
次に、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。
【００４９】
本発明に係る鋼材の製造方法は、まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎを上記の（１）〜（８）に示す特定範囲を満たすように含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する。
【００５０】
この調製工程において、成分元素としてさらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖのうち１種または２種以上を上記の（９）〜（１２）に示す成分範囲で含有させてもよい。また、成分元素としてＮｂを上記の（１３）に示す成分範囲でさらに含有させてもよい。
【００５１】
次に、調製された鋼材を加熱した後、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なう。ここで、９００℃なる上限温度は、鋼板表面から鋼板中央部にかけての平均温度を意味し、以下の説明における温度についても同様である。なお、実際の製造では実質的に鋼板表面温度により温度管理されるが、リアルタイムで平均温度を計算して、この平均温度に基づき温度制御できるようにする必要がある。
【００５２】
圧延前の鋼材の加熱温度としては、９５０〜１２５０℃であることが好ましい。この加熱温度を９５０℃未満にすると、鋼の変形抵抗が高くなるので圧延を行なうことが困難になる。また、１２５０℃を超える加熱温度にすると、鋼の結晶粒が粗大化するので、所望の強度および靭性を得ることが困難になる。
【００５３】
圧延時の温度条件として９００℃以下の温度域とした理由は、この９００℃以下の温度域はオーステナイト再結晶温度未満の温度域に対応し、圧延により展伸させたオーステナイト粒を消失させることなくその形態を維持させるためである。
【００５４】
本発明の製造方法において、上記圧延条件として、累積圧下率を５０％未満にすると、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となる。一方、累積圧下率を５０％以上にすることによって、ｄＬ／ｄｚを２以上にすることができる。事実、本発明者らは、９００℃以下の温度域での累積圧下率（％）と、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚとの相関を示す図２の特性線図からこのことを明らかにしている。ここで用いた鋼材試料は、図１で用いたのと同様の組成の鋼を９００℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織としたものである。
【００５５】
図２に示されるように、累積圧下率の増加に伴って旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚはほぼ比例的に増加している。これによれば、累積圧下率５０％未満の領域ではｄＬ／ｄｚは２未満であり、累積圧下率５０％以上の領域ではｄＬ／ｄｚは２以上である。したがって、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことによって、ｄＬ／ｄｚを２以上に形態制御できることがわかる。
【００５６】
本発明の製造方法は、上述した９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に圧延した鋼材を、直ちにＡｒ3点以上の温度域から直接焼入れし、かつＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する。
【００５７】
ここで、上記Ａｒ3点は、例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ％−８０Ｍｎ％−２０Ｃｕ％−１５Ｃｒ％−５５Ｎｉ％−８０Ｍｏ％（ここで示される「％」は、いずれも各成分元素の鋼材中に占める「質量％」であり、下記Ｍｓ点についても同様である。）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。また、上記Ｍｓ点も同様に、例えば、Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１１Ｍｏ％−１１Ｓｉ％で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。
【００５８】
上述のように圧延後、直接焼入れとするのは、再加熱焼入れとした場合には上記圧延効果が薄れ、焼入れ後に得られる鋼材の靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が得られなくなるおそれがあり、また、工程が複雑化するので製造コストの上昇につながるからである。
【００５９】
上記の焼入れ開始温度をＡｒ3点以上の温度域としたのは、オーステナイト単相組織から焼入れないと所望の表面硬度（例えば、ブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上）が得られないためである。
【００６０】
また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域と規定したのは、これにより鋼材の表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とするためである。
【００６１】
このように、直接焼入れ−途中停止とすることにより、冷却速度が高い鋼板表層部のみをマルテンサイト組織とすることができ、内質部はマルテンサイト単相組織とならないよう冷え切らせずに焼入れを途中停止するのでマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることができる。これにより、表面硬度を確保しつつ全体として靭性および耐遅れ破壊性を向上できる複合材料的な耐摩耗鋼材を得ることができる。
【００６２】
なお、直接焼入れ時の冷却速度は、１０〜５０℃／秒とすることが好ましく、このような冷却速度は例えば水焼入れにより容易に達成できる。
【００６３】
なお、本発明においては、焼入れを途中停止した後に復熱による焼戻しがなされてもよい。
【００６４】
図３は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）をとって、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼入れ停止温度との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。ここで用いた試料は、前述した図１で説明したのと同様な組成の鋼を９００℃以下の温度域で圧延した後に直接焼入れするにあたり、圧延時の累積圧下率を６５％および３５％と変化させるとともに、焼入れ停止温度を種々変化させて得られたものである。なお、図３の縦軸にとったブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の測定は、前述した図１で説明したのと同様な方法により行なった。
【００６５】
図３において、白丸を結んだ曲線Ａ１，Ａ２，Ａ３は９００℃以下の温度域で６５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３は９００℃以下の温度域で３５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線である。
【００６６】
図３の特性線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３に着目すると、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）以下の領域では、ブリネル硬さが３００以上と高い硬度であるものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、靭性および耐遅れ破壊性に著しく劣ることが判明した。また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーがともに上昇傾向にあるものの、ブリネル硬さは低下傾向にあり、しかも３００未満と低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００６７】
一方、特性線Ａ１，Ａ２，Ａ３に着目すると、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ−２５０℃）未満の領域ではブリネル硬さが５００程度と高い値を維持しているものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが高い値を示すものの、ブリネル硬さが３００未満と低くなり、いずれの領域においても耐摩耗性を確保するとともに靭性および耐遅れ破壊性を向上できないことが判明した。これに対して、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の領域内では、ブリネル硬さが３００以上と高いのみならず、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが上昇して高い値を示すことから、高い表面硬度を維持しつつ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００６８】
なお、９００℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下率で圧延することにより旧オーステナイト粒展伸度を２以上としても、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃未満の温度域にすると、靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が認められないのは、表層部から板厚中央部にわたりマルテンサイト単相組織となるからである。
【００６９】
一方、Ｍｓ点＋１００℃を超える温度域で焼入れを停止すると、ブリネル硬さが低下するのは、表層部をマルテンサイト組織とすることができないからである。
【００７０】
図４は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）および焼戻し温度（℃）をとって、直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。
【００７１】
図４中の白丸を結んだ曲線Ａ４，Ａ５，Ａ６はそれぞれ直接焼入れ−途中停止プロセスの場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ４，Ｂ５，Ｂ６はそれぞれ直接焼入れ−焼戻しプロセスの場合の結果を示す特性線である。なお、ここで用いた試料の組成は前述した図１で説明したのと同様の鋼種である。また、直接焼入れ−途中停止プロセスにおいては９００℃以下の温度域での累積圧下率を６５％とした。一方、直接焼入れ−焼戻しプロセスでは９００℃以下の温度域での累積圧下率を３５％とし、１００℃以下の温度域に直接焼入れした後に種々の焼戻し温度で焼戻しを施した。
【００７２】
図４において、まず、特性線Ａ６，Ｂ６について着目すると、焼入れ停止温度および焼戻し温度がともに同じ値であれば、ブリネル硬さはほぼ同じ値を示しており、ほぼ同じ耐摩耗性を有していることがわかる。次に、特性線Ａ４，Ｂ４に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ４は特性線Ｂ４よりも上記の温度範囲にわたり遅れ破壊発生応力拡大係数の値が大幅に高くなり、優れた耐遅れ破壊性を有することが判明した。また、特性線Ａ５，Ｂ５に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ５は特性線Ｂ５よりも上記の温度範囲にわたり吸収エネルギーの値が大幅に高くなり、優れた靭性を有することが判明した。すなわち、同じブリネル硬さを有していても、本発明のように特定した製造条件により得られた鋼板の方が、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がより高くなり、耐摩耗性を確保しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有することが判明した。
【００７３】
なお、図４で説明した直接焼入れ−焼戻しプロセスは９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％としたものであるが、この累積圧下率を５０％以上に圧延することとすれば、圧延後に途中停止することなく焼入れた後に焼戻しするようにしても差し支えない。この場合、焼戻し温度の上限はブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上の表面硬度を確保できる温度とする。
【００７４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を説明する。
【００７５】
（実施例）
表１に示す鋼種Ａ〜Ｈの成分組成に調整した鋼を各々溶製した。なお、表１には各鋼種の組成に基づき求められたＡｒ3点（℃）およびＭｓ点（℃）をそれぞれ併記した。
【００７６】
次いで、これらの鋼種Ａ〜Ｈを用い、表２に示す製造条件にしたがって鋼板を製造し、板厚１５〜１００ｍｍの鋼板を得た。
【００７７】
【表１】
【００７８】
得られた各鋼板について、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により表層下１ｍｍの位置の組織観察および板厚中央部の組織観察を行なった。なお、これらの組織観察において、例えばマルテンサイトと下部ベイナイトとは、大まかには光学顕微鏡により、詳細には透過型電子顕微鏡により薄膜サンプルを観察すれば炭化物の析出形態の差異により判別可能である。
【００７９】
また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の焼入焼戻し法による熱処理粒度試験方法に基づいてオーステナイト粒を現出させて板厚中央部における旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。さらに、図１で説明したのと同様にして、硬度測定、シャルピー衝撃試験および遅れ破壊試験を行なった。なお、本実施例においては、上記の硬度測定により得られたブリネル硬さ値が３００以上、シャルピー衝撃試験による吸収エネルギー値が１７Ｊ以上、遅れ破壊試験による遅れ破壊発生応力拡大係数値が９８０Ｎ／ｍｍ３／２以上を全て満たすことを条件とした。
【００８０】
以上調べた評価結果を表２に示す。
【００８１】
【表２】
【００８２】
表２に示すように、特定の成分組成と特定の製造条件とを満たした実施例１〜７の各鋼材はいずれも、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であった。実施例１〜７の各鋼材は、ブリネル硬さがいずれも３００以上であり、かつ吸収エネルギーがいずれも１７Ｊを大幅に上回り、かつ遅れ破壊発生応力拡大係数がいずれも９８０Ｎ／ｍｍ３／２を大幅に上回り、優れた耐摩耗性を有するのみならず優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有する鋼材であることが判明した。
【００８３】
これに対して、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満とした比較例１〜４の各鋼板は、いずれも表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織ではあるものの、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚがいずれも２未満であった。比較例１〜４の各鋼板は、ブリネル硬さが３００以上であるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ１７Ｊ未満、９８０Ｎ／ｍｍ３／２未満となり、靭性および耐遅れ破壊性に劣ることが判明した。
【００８４】
また、焼入れ停止温度を鋼種Ｃの組成に基づくＭｓ点Ｍｓ点＋１００℃を上回る温度とした比較例５の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、表層部が下部ベイナイト組織であり、内質部が上部ベイナイト組織であった。この鋼板はブリネル硬さが３００を下回り、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８５】
焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とした比較例６の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さが著しく高く、耐摩耗性に優れてはいるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ著しく低く、靭性および耐遅れ破壊性ともに劣ることが判明した。
【００８６】
焼入れ開始温度をＡｒ3点を下回る温度とした比較例７の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、内質部がマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織ではあるものの、表層部はフェライト組織が大幅に混在されたマルテンサイト組織であった。この鋼板は吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が上記の条件を満たしているものの、ブリネル硬さは上記の条件を満たしておらず、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８７】
Ｃ含有量が特定範囲を低減逸脱した組成の鋼種Ｈを用いて製造された比較例８の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部組織および表層部から板厚中央部にかけての組織が特定した組織ではあるが、ブリネル硬さが著しく低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８８】
比較例９においては、９００℃の温度域での累積圧下率を５０％以上である６５％としたので圧延直後では旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上に展伸していたと考えられるが、その後オーステナイト域に再加熱して焼入れしたため、ｄＬ／ｄｚが１．２となり２に満たなかった。また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度としたため、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、吸収エネルギーが１７Ｊ未満となり、靭性に劣ることが判明した。
【００８９】
９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％とし、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とし、さらに焼入れ後に４５０℃に焼戻しを施した比較例１０の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となり、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板は吸収エネルギーと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、ブリネル硬さが３００未満となり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００９０】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明によれば、所望の硬度を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材が提供される。また、本発明によれば、このような耐摩耗鋼材をオンラインで製造できるので製造コストを大幅に低減できる。したがって、本発明によれば、耐摩耗鋼材において靭性および耐遅れ破壊性をともに向上できるので、土木機械等の産業機械の信頼性向上や施工性向上等、産業に寄与する効果が極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】旧オーステナイト粒展伸度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図２】９００℃以下の温度域で圧延した累積圧下率と、旧オーステナイト粒展伸度との関係を調べた結果を示す特性線図。
【図３】焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図４】直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、それぞれ調べた結果を示す特性線図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器等に用いられる靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器（例えば、パワーショベル、ブルドーザ、大型ダンプトラック等）における土砂摩耗部は、その摩耗量によって寿命が支配されるため、優れた耐摩耗性を有する鋼材であることが要求されている。そのため、耐摩耗性を向上させるために、鋼材の組織をマルテンサイト組織とすることにより鋼材の硬度を高めること等がなされている。
【０００３】
ところで、マルテンサイト組織とされた鋼材の硬度はＣ含有量により一義的に決定される。したがって、Ｃ含有量を高めることにより鋼材の硬度を向上できるが、その反面、鋼材の靭性が著しく劣化し、さらに鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が生じ易くなるという問題があった。
【０００４】
そこで、これまでは焼入れ性向上による鋼材硬度の向上、すなわち耐摩耗性を向上させるとともに、靭性および耐遅れ破壊性を確保できるように鋼成分の選定を行なうことが前提とされてきた。
【０００５】
また、靭性および耐遅れ破壊性をともに向上させることを意図して、鋼を熱間圧延して空冷した後に、再加熱焼入れし、さらに必要に応じて焼戻し処理を施すことにより耐摩耗鋼材の製造はなされてきた。
【０００６】
具体的には、特開平１０−１０２１８５号公報には、オーステナイト再結晶温度域で圧延して旧オーステナイト粒を微細化し、再加熱操作によりＣｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素を基地中に固溶させた後に焼入れおよび焼戻しを行なう製造方法が開示されている。この製造方法により得られた鋼材は、その使用中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖの複合析出物が生成され、この生成された複合析出物により耐摩耗性が向上される。したがって、耐摩耗性の向上には寄与するが、靭性には有害なＣ、Ｍｎ等の含有量を低減できる。
【０００７】
また、特開平１１−７１６３１号公報には、Ｃ含有量を低減し、このＣ量低減に伴う焼入れ性の低下をＳｉ含有量の増加により補償し、さらにＮｂのピンニング効果を利用して再加熱操作時にオーステナイト粒が粗大化するのを抑制し、これにより靭性を向上させる製造方法が開示されている。
【０００８】
さらに、特開昭６０−５９０１９号公報には、Ｍｎ含有量を低減することにより耐遅れ破壊性を向上させ、このＭｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下をＣｒ、Ｍｏの添加により補償する製造方法が開示されている。
【０００９】
しかしながら、これら従来の製造方法は、いずれも再加熱焼入れ工程を含むため、製造工程が複雑化して製品コストの上昇が避けられないという欠点があった。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の添加元素の増加は製造コストをより一層上昇させる。
【００１０】
一方、製造コストの削減を意図して、上述の熱間圧延後の空冷操作および再加熱焼入れ操作を省略し、その代わりに直接焼入れ操作を行なう製造方法を確立することが望まれている。
【００１１】
具体的には、特開平８−４１５３５号公報には、鋼成分としてＳｉとＮｂとを組み合わせて添加し、直接焼入れした後に焼戻しする製造方法が開示されている。この製造方法によれば、Ｓｉ，Ｎｂの両元素が焼戻し脆化および焼戻し軟化をともに抑制すること、Ｎｂが旧オーステナイト粒の微細化に作用して耐摩耗性と靭性とが両立すること、さらにＭｏを添加することにより焼入れ性および靭性をより向上させることができる。
【００１２】
また、特開平１−２５５６２２号公報には、直接焼入れした後に、鋼板内の引張残留応力を低減して耐遅れ破壊性を向上させることを意図して高温焼戻しを行なう一方、この高温焼戻しによって生じる硬度低下をＮｂ添加により補償する製造方法が開示されている。
【００１３】
さらに、特開昭６３−３１７６２３号公報には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、Ｍｎ含有量の低減に伴う鋼材の硬度低下をＮｂ添加により補償し、かつＴｉを添加して直接焼入れ後に低温焼戻しを行ない、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を析出させることにより、これら析出物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとして作用して耐遅れ破壊性が向上されることが開示されている。
【００１４】
上述の特開平８−４１５３５号公報、特開平１−２５５６２２号公報および特開昭６３−３１７６２３号公報に記載された技術は、いずれも鋼組成の選定を行なうとともに、焼戻し処理によりマトリックスを軟化させて靭性および耐遅れ破壊性を向上させ、かつこれら靭性および耐遅れ破壊性の向上に伴う硬度低下を特定の成分元素を含有させることによって補償し、耐摩耗性の確保を意図するものである。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の従来技術に共通した問題点は、特定の成分元素の添加が必要であるのでコストの上昇を招き、これにより省プロセス化によるコスト低減を相殺してしまう可能性がある。また、いずれの従来技術も焼戻し工程が必須であるため、製造コストの上昇や生産効率の低下を招くことが懸念される。
【００１６】
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであって、その目的とするところは、特殊な鋼選定を行なうことなく靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供することにある。
【００１７】
本発明の他の目的は、このような耐摩耗鋼材を製造するにあたり、製造コストを節減できる製造方法を提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、靭性および耐摩耗性に優れた耐摩耗鋼材について鋭意研究を重ねた結果、オーステナイト未再結晶温度域で強圧下を施すことによりオーステナイト粒を形態制御した後に、直ちに直接焼入れし、かつこの焼入れを特定の温度域で途中停止することにより表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることによって、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材を開発するに至った。
本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。
【００１９】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２０】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２１】
また、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有させるようにしてもよい。
【００２２】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、調製された鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２４】
また、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有するようにしてもよい。
【００２５】
以下、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材について説明する。
【００２６】
まず、上記の各成分の働きおよび成分範囲の限定理由を述べる。なお、以下の各成分範囲における「％」は「質量％」を意味する。
【００２７】
（１）Ｃ：０．０５〜０．４０％
Ｃは鋼材の硬度を高めるとともに、後述するマルテンサイト組織のラス内に微細炭化物を生じさせ、靭性と耐遅れ破壊性とを向上させる働きを有する。Ｃ含有量は０．０５％以上必要であるが、０．４％を超えると、溶接性が劣化し、焼き割れが生じやすくなるとともに、耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を向上させ難くなる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．３％である。
【００２８】
（２）Ｓｉ：０．１〜０．８％
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤としての働きを有する。脱酸剤として有効な働きをなすために、その添加量は０．１％以上必要であるが、０．８％を超える添加量にすると、溶接部靭性を損なうおそれがある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５〜０．５５％である。
【００２９】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは低コストで焼入れ性を高める働きおよび靭性を向上させる働きを有し、その含有量は０．５％以上必要であるが、２．０％を超えると溶接性を損なうおそれがあり、また遅れ破壊が生じやすくなる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０〜１．６％である。
【００３０】
（４）Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは低コストで焼入れ性を向上させる働きを有する。０．０５％未満のＣｒ含有量ではその効果が小さく、２．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜１．５％である。
【００３１】
（５）Ｔｉ：０．００５〜０．５％
Ｔｉは鋼中のＮと化合し、このＮを固定して後述するＢによる焼入れ性を確保する働きを有するとともに、ＴｉＣとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与する。０．００５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、一方、０．５％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。
【００３２】
（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはその微量添加によって焼入れ性を高める働きを有する。Ｂ含有量は、０．０００５％未満ではその効果を発揮し難く、一方、０．００５％を超えると、溶接性に有害となるおそれがあるとともに、焼入れ性の低下を招くおそれがある。
【００３３】
（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは製鋼時の脱酸剤としての働きを有し、その含有量は０．００５％以上必要であるが、０．１０％を超えると靭性の低下を招くおそれがある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５〜０．０３５％である。
【００３４】
（８）Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、上記のＢと化合しやすく焼入れ性を阻害する。０．００５％を超えるＮ含有量にすると、上述の特定した含有量範囲のＴｉによるＮの固定が不十分になるおそれがある。したがって、Ｎ含有量の上限を０．００５％とした。
【００３５】
本発明に係る鋼材の基本成分は以上であるが、さらにその特性を向上させるために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。
【００３６】
（９）Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは焼入れ性をより向上させる働きを有する。Ｃｕ含有量が０．１％未満ではこの効果が小さく、１．０％を超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３７】
（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有する。Ｎｉ含有量は０．１％以上必要であるが未満ではそれらの効果が小さく、１．０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３８】
（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０％
Ｍｏは焼入れ性をより向上させる働きを有し、その含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００３９】
（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは析出硬化により鋼材硬度をより上昇させる働きを有し、その含有量は０．０１％以上必要であるが、０．２％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１〜０．１％である。
【００４０】
（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは上記の（１）〜（１２）の各成分とは異なる作用を有し、圧延時の再結晶化を抑制して圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、靭性を向上させる働きを有する。Ｎｂ含有量は０．００５％未満ではこのような働きを有効になすことができないおそれがあり、一方、０．１％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０３％である。
【００４１】
本発明に係る鋼材は、上記の特定範囲の各成分を含有するものであって、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織である。ここで表層部とは、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位のことをいう。
【００４２】
なお、本発明においては、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部で８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であればよく、内質部には一部上部ベイナイト組織やフェライト組織が混合されることを許容する。また、このマルテンサイト組織は、後述する直接焼入れ−途中停止において、途中停止後の復熱による炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト組織であってもよい。
【００４３】
さらに、本発明の鋼材は、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比で表される旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄｚ）が２以上である。本発明において旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするのは、これにより靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が発揮されるからである。これは、鋼板の旧オーステナイト粒展伸度と、吸収エネルギー（Ｊ）、遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）およびブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図から理解できる。
【００４４】
上記の旧オーステナイト粒展伸度は、例えば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定された焼入焼戻し法による熱処理粒度試験法に基づき、鋼板の肉厚方向に沿う断面および鋼板の圧延方向に沿う断面にそれぞれ現出させた旧オーステナイト粒の粒径を測定することにより求められる。なお、図１の横軸にとった旧オーステナイト粒展伸度の値は、板厚ｔ／２部において５視野で観察したときに得られた測定値の平均値とした。
【００４５】
ここで用いた鋼材試料としては、質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．４５％、Ｍｎ：１．５５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：０．３１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｂ：０．００１９％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２９％、残部が鉄である組成の鋼を種々の条件で圧延した後、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織とした鋼板（板厚５０ｍｍ）である。図１の縦軸にとったブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３に基づいて、鋼鈑表面に直径１０ｍｍの圧子を押し込んだときに形成されるくぼみの直径を測定するブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）試験により行なった。また、図１の縦軸にとった吸収エネルギーは、板厚中央部から採取したＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に基づく１０×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用い、試料の圧延方向に対して垂直に衝撃力を与えるようにしたシャルピー衝撃試験を−４０℃で行なった。なお、吸収エネルギーの値は、上記の衝撃試験を３回行ない、得られた測定値の平均値を求めたものである。さらに図１の縦軸にとった遅れ破壊発生応力拡大係数は、試験片を３．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬させるとともに試験片の圧延方向に対して垂直方向に所定の荷重を負荷する片持ち梁型の定荷重遅れ破壊試験において、破断に至る最大の応力拡大係数である。なお、このときの破断の測定は１０００時間を最長とした。
【００４６】
図１において、旧オーステナイト粒展伸度の値によらずブリネル硬さの値は約４００程度とほぼ一定である。また、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２となるところを境にしてｄＬ／ｄｚが２未満である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数は著しく低く、一方、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊応力拡大係数が急激に上昇する顕著な遷移が認められ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を示すことが判明した。すなわち、旧オーステナイト粒展伸度を２以上とし、かつ表層部をマルテンサイト組織とし、かつ内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることにより、所望の耐摩耗性を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００４７】
このように靭性および耐遅れ破壊性が著しく向上するのは、マルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織においてラス長さが短くなること、および下部ベイナイトラス内で微細な炭化物が優先析出することによるものと考えられる。すなわち、靭性に関しては、（ａ）ラス長さが短くなることにより亀裂の屈曲や分岐が生じやすくなること、（ｂ）ラス組織内に優先析出した微細な炭化物が亀裂の進展を抑制する障壁となること、以上（ａ）、（ｂ）の両作用により靭性が向上するものと考えられる。一方、耐遅れ破壊性に関しては、ラス組織内の微細炭化物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊の発生が抑制されるからであると考えられる。
【００４８】
次に、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。
【００４９】
本発明に係る鋼材の製造方法は、まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎを上記の（１）〜（８）に示す特定範囲を満たすように含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する。
【００５０】
この調製工程において、成分元素としてさらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖのうち１種または２種以上を上記の（９）〜（１２）に示す成分範囲で含有させてもよい。また、成分元素としてＮｂを上記の（１３）に示す成分範囲でさらに含有させてもよい。
【００５１】
次に、調製された鋼材を加熱した後、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なう。ここで、９００℃なる上限温度は、鋼板表面から鋼板中央部にかけての平均温度を意味し、以下の説明における温度についても同様である。なお、実際の製造では実質的に鋼板表面温度により温度管理されるが、リアルタイムで平均温度を計算して、この平均温度に基づき温度制御できるようにする必要がある。
【００５２】
圧延前の鋼材の加熱温度としては、９５０〜１２５０℃であることが好ましい。この加熱温度を９５０℃未満にすると、鋼の変形抵抗が高くなるので圧延を行なうことが困難になる。また、１２５０℃を超える加熱温度にすると、鋼の結晶粒が粗大化するので、所望の強度および靭性を得ることが困難になる。
【００５３】
圧延時の温度条件として９００℃以下の温度域とした理由は、この９００℃以下の温度域はオーステナイト再結晶温度未満の温度域に対応し、圧延により展伸させたオーステナイト粒を消失させることなくその形態を維持させるためである。
【００５４】
本発明の製造方法において、上記圧延条件として、累積圧下率を５０％未満にすると、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となる。一方、累積圧下率を５０％以上にすることによって、ｄＬ／ｄｚを２以上にすることができる。事実、本発明者らは、９００℃以下の温度域での累積圧下率（％）と、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚとの相関を示す図２の特性線図からこのことを明らかにしている。ここで用いた鋼材試料は、図１で用いたのと同様の組成の鋼を９００℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織としたものである。
【００５５】
図２に示されるように、累積圧下率の増加に伴って旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚはほぼ比例的に増加している。これによれば、累積圧下率５０％未満の領域ではｄＬ／ｄｚは２未満であり、累積圧下率５０％以上の領域ではｄＬ／ｄｚは２以上である。したがって、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことによって、ｄＬ／ｄｚを２以上に形態制御できることがわかる。
【００５６】
本発明の製造方法は、上述した９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に圧延した鋼材を、直ちにＡｒ3点以上の温度域から直接焼入れし、かつＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する。
【００５７】
ここで、上記Ａｒ3点は、例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ％−８０Ｍｎ％−２０Ｃｕ％−１５Ｃｒ％−５５Ｎｉ％−８０Ｍｏ％（ここで示される「％」は、いずれも各成分元素の鋼材中に占める「質量％」であり、下記Ｍｓ点についても同様である。）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。また、上記Ｍｓ点も同様に、例えば、Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１１Ｍｏ％−１１Ｓｉ％で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。
【００５８】
上述のように圧延後、直接焼入れとするのは、再加熱焼入れとした場合には上記圧延効果が薄れ、焼入れ後に得られる鋼材の靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が得られなくなるおそれがあり、また、工程が複雑化するので製造コストの上昇につながるからである。
【００５９】
上記の焼入れ開始温度をＡｒ3点以上の温度域としたのは、オーステナイト単相組織から焼入れないと所望の表面硬度（例えば、ブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上）が得られないためである。
【００６０】
また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域と規定したのは、これにより鋼材の表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とするためである。
【００６１】
このように、直接焼入れ−途中停止とすることにより、冷却速度が高い鋼板表層部のみをマルテンサイト組織とすることができ、内質部はマルテンサイト単相組織とならないよう冷え切らせずに焼入れを途中停止するのでマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることができる。これにより、表面硬度を確保しつつ全体として靭性および耐遅れ破壊性を向上できる複合材料的な耐摩耗鋼材を得ることができる。
【００６２】
なお、直接焼入れ時の冷却速度は、１０〜５０℃／秒とすることが好ましく、このような冷却速度は例えば水焼入れにより容易に達成できる。
【００６３】
なお、本発明においては、焼入れを途中停止した後に復熱による焼戻しがなされてもよい。
【００６４】
図３は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）をとって、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼入れ停止温度との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。ここで用いた試料は、前述した図１で説明したのと同様な組成の鋼を９００℃以下の温度域で圧延した後に直接焼入れするにあたり、圧延時の累積圧下率を６５％および３５％と変化させるとともに、焼入れ停止温度を種々変化させて得られたものである。なお、図３の縦軸にとったブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の測定は、前述した図１で説明したのと同様な方法により行なった。
【００６５】
図３において、白丸を結んだ曲線Ａ１，Ａ２，Ａ３は９００℃以下の温度域で６５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３は９００℃以下の温度域で３５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線である。
【００６６】
図３の特性線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３に着目すると、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）以下の領域では、ブリネル硬さが３００以上と高い硬度であるものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、靭性および耐遅れ破壊性に著しく劣ることが判明した。また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーがともに上昇傾向にあるものの、ブリネル硬さは低下傾向にあり、しかも３００未満と低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００６７】
一方、特性線Ａ１，Ａ２，Ａ３に着目すると、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ−２５０℃）未満の領域ではブリネル硬さが５００程度と高い値を維持しているものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが高い値を示すものの、ブリネル硬さが３００未満と低くなり、いずれの領域においても耐摩耗性を確保するとともに靭性および耐遅れ破壊性を向上できないことが判明した。これに対して、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の領域内では、ブリネル硬さが３００以上と高いのみならず、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが上昇して高い値を示すことから、高い表面硬度を維持しつつ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００６８】
なお、９００℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下率で圧延することにより旧オーステナイト粒展伸度を２以上としても、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃未満の温度域にすると、靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が認められないのは、表層部から板厚中央部にわたりマルテンサイト単相組織となるからである。
【００６９】
一方、Ｍｓ点＋１００℃を超える温度域で焼入れを停止すると、ブリネル硬さが低下するのは、表層部をマルテンサイト組織とすることができないからである。
【００７０】
図４は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）および焼戻し温度（℃）をとって、直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。
【００７１】
図４中の白丸を結んだ曲線Ａ４，Ａ５，Ａ６はそれぞれ直接焼入れ−途中停止プロセスの場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ４，Ｂ５，Ｂ６はそれぞれ直接焼入れ−焼戻しプロセスの場合の結果を示す特性線である。なお、ここで用いた試料の組成は前述した図１で説明したのと同様の鋼種である。また、直接焼入れ−途中停止プロセスにおいては９００℃以下の温度域での累積圧下率を６５％とした。一方、直接焼入れ−焼戻しプロセスでは９００℃以下の温度域での累積圧下率を３５％とし、１００℃以下の温度域に直接焼入れした後に種々の焼戻し温度で焼戻しを施した。
【００７２】
図４において、まず、特性線Ａ６，Ｂ６について着目すると、焼入れ停止温度および焼戻し温度がともに同じ値であれば、ブリネル硬さはほぼ同じ値を示しており、ほぼ同じ耐摩耗性を有していることがわかる。次に、特性線Ａ４，Ｂ４に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ４は特性線Ｂ４よりも上記の温度範囲にわたり遅れ破壊発生応力拡大係数の値が大幅に高くなり、優れた耐遅れ破壊性を有することが判明した。また、特性線Ａ５，Ｂ５に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ５は特性線Ｂ５よりも上記の温度範囲にわたり吸収エネルギーの値が大幅に高くなり、優れた靭性を有することが判明した。すなわち、同じブリネル硬さを有していても、本発明のように特定した製造条件により得られた鋼板の方が、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がより高くなり、耐摩耗性を確保しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有することが判明した。
【００７３】
なお、図４で説明した直接焼入れ−焼戻しプロセスは９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％としたものであるが、この累積圧下率を５０％以上に圧延することとすれば、圧延後に途中停止することなく焼入れた後に焼戻しするようにしても差し支えない。この場合、焼戻し温度の上限はブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上の表面硬度を確保できる温度とする。
【００７４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を説明する。
【００７５】
（実施例）
表１に示す鋼種Ａ〜Ｈの成分組成に調整した鋼を各々溶製した。なお、表１には各鋼種の組成に基づき求められたＡｒ3点（℃）およびＭｓ点（℃）をそれぞれ併記した。
【００７６】
次いで、これらの鋼種Ａ〜Ｈを用い、表２に示す製造条件にしたがって鋼板を製造し、板厚１５〜１００ｍｍの鋼板を得た。
【００７７】
【表１】
得られた各鋼板について、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により表層下１ｍｍの位置の組織観察および板厚中央部の組織観察を行なった。なお、これらの組織観察において、例えばマルテンサイトと下部ベイナイトとは、大まかには光学顕微鏡により、詳細には透過型電子顕微鏡により薄膜サンプルを観察すれば炭化物の析出形態の差異により判別可能である。
【００７９】
また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の焼入焼戻し法による熱処理粒度試験方法に基づいてオーステナイト粒を現出させて板厚中央部における旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。さらに、図１で説明したのと同様にして、硬度測定、シャルピー衝撃試験および遅れ破壊試験を行なった。なお、本実施例においては、上記の硬度測定により得られたブリネル硬さ値が３００以上、シャルピー衝撃試験による吸収エネルギー値が１７Ｊ以上、遅れ破壊試験による遅れ破壊発生応力拡大係数値が９８０Ｎ／ｍｍ３／２以上を全て満たすことを条件とした。
【００８０】
以上調べた評価結果を表２に示す。
【００８１】
【表２】
表２に示すように、特定の成分組成と特定の製造条件とを満たした実施例１〜７の各鋼材はいずれも、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であった。実施例１〜７の各鋼材は、ブリネル硬さがいずれも３００以上であり、かつ吸収エネルギーがいずれも１７Ｊを大幅に上回り、かつ遅れ破壊発生応力拡大係数がいずれも９８０Ｎ／ｍｍ３／２を大幅に上回り、優れた耐摩耗性を有するのみならず優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有する鋼材であることが判明した。
【００８３】
これに対して、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満とした比較例１〜４の各鋼板は、いずれも表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織ではあるものの、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚがいずれも２未満であった。比較例１〜４の各鋼板は、ブリネル硬さが３００以上であるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ１７Ｊ未満、９８０Ｎ／ｍｍ３／２未満となり、靭性および耐遅れ破壊性に劣ることが判明した。
【００８４】
また、焼入れ停止温度を鋼種Ｃの組成に基づくＭｓ点Ｍｓ点＋１００℃を上回る温度とした比較例５の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、表層部が下部ベイナイト組織であり、内質部が上部ベイナイト組織であった。この鋼板はブリネル硬さが３００を下回り、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８５】
焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とした比較例６の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さが著しく高く、耐摩耗性に優れてはいるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ著しく低く、靭性および耐遅れ破壊性ともに劣ることが判明した。
【００８６】
焼入れ開始温度をＡｒ3点を下回る温度とした比較例７の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、内質部がマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織ではあるものの、表層部はフェライト組織が大幅に混在されたマルテンサイト組織であった。この鋼板は吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が上記の条件を満たしているものの、ブリネル硬さは上記の条件を満たしておらず、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８７】
Ｃ含有量が特定範囲を低減逸脱した組成の鋼種Ｈを用いて製造された比較例８の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部組織および表層部から板厚中央部にかけての組織が特定した組織ではあるが、ブリネル硬さが著しく低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８８】
比較例９においては、９００℃の温度域での累積圧下率を５０％以上である６５％としたので圧延直後では旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上に展伸していたと考えられるが、その後オーステナイト域に再加熱して焼入れしたため、ｄＬ／ｄｚが１．２となり２に満たなかった。また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度としたため、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、吸収エネルギーが１７Ｊ未満となり、靭性に劣ることが判明した。
【００８９】
９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％とし、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とし、さらに焼入れ後に４５０℃に焼戻しを施した比較例１０の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となり、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板は吸収エネルギーと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、ブリネル硬さが３００未満となり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００９０】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明によれば、所望の硬度を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材が提供される。また、本発明によれば、このような耐摩耗鋼材をオンラインで製造できるので製造コストを大幅に低減できる。したがって、本発明によれば、耐摩耗鋼材において靭性および耐遅れ破壊性をともに向上できるので、土木機械等の産業機械の信頼性向上や施工性向上等、産業に寄与する効果が極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】旧オーステナイト粒展伸度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図２】９００℃以下の温度域で圧延した累積圧下率と、旧オーステナイト粒展伸度との関係を調べた結果を示す特性線図。
【図３】焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図４】直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、それぞれ調べた結果を示す特性線図。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材。
- 質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の耐摩耗鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、
を備えたことを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。 - 前記調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする請求項４または５のいずれかに記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000275064A JP3736320B2 (ja) | 2000-09-11 | 2000-09-11 | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000275064A JP3736320B2 (ja) | 2000-09-11 | 2000-09-11 | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002080930A JP2002080930A (ja) | 2002-03-22 |
| JP3736320B2 true JP3736320B2 (ja) | 2006-01-18 |
Family
ID=18760741
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000275064A Expired - Fee Related JP3736320B2 (ja) | 2000-09-11 | 2000-09-11 | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3736320B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104204254A (zh) * | 2012-03-26 | 2014-12-10 | 株式会社神户制钢所 | 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓 |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1293222C (zh) * | 2003-12-11 | 2007-01-03 | 杨军 | 一种高硬度高韧性易火焰切割的耐磨钢板及其制备方法 |
| JP4868762B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2012-02-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 音響異方性の小さい高強度高靭性ベイナイト非調質鋼板 |
| 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 |
| JP2012031511A (ja) | 2010-06-30 | 2012-02-16 | Jfe Steel Corp | 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板 |
| JP5866820B2 (ja) | 2010-06-30 | 2016-02-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板 |
| AU2012233198B2 (en) | 2011-03-29 | 2015-08-06 | Jfe Steel Corporation | Abrasion resistant steel plate or steel sheet excellent in resistance to stress corrosion cracking and method for manufacturing the same |
| BR112013025002B1 (pt) | 2011-03-29 | 2023-09-26 | Jfe Steel Corporation | Chapa grossa de aço resistente à abrasão e método para produção da mesma |
| JP5966730B2 (ja) * | 2012-07-30 | 2016-08-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| KR20150036798A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저온 인성 및 내부식 마모성이 우수한 내마모 강판 |
| CN103205634B (zh) * | 2013-03-28 | 2016-06-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低合金高硬度耐磨钢板及其制造方法 |
| 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 |
| KR101696094B1 (ko) * | 2015-08-21 | 2017-01-13 | 주식회사 포스코 | 고 경도 강판 및 그 제조방법 |
| KR102031446B1 (ko) | 2017-12-22 | 2019-11-08 | 주식회사 포스코 | 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법 |
| CN115369319B (zh) * | 2022-08-05 | 2023-08-29 | 张家口三信同达机械制造有限公司 | 一种可焊高强高韧耐磨材料及其热处理工艺 |
-
2000
- 2000-09-11 JP JP2000275064A patent/JP3736320B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104204254A (zh) * | 2012-03-26 | 2014-12-10 | 株式会社神户制钢所 | 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓 |
| CN104204254B (zh) * | 2012-03-26 | 2016-06-22 | 株式会社神户制钢所 | 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002080930A (ja) | 2002-03-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4538094B2 (ja) | 高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5217385B2 (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| CN104508166A (zh) | 耐磨钢板及其制造方法 | |
| JP2023506822A (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 | |
| JP4379085B2 (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2002115024A (ja) | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP4547944B2 (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP6691967B2 (ja) | 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法 | |
| JP2002080930A (ja) | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP4264177B2 (ja) | 表層に粗粒フェライト層を有する鋼材の製造方法 | |
| JP2002020837A (ja) | 靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
| JP3863647B2 (ja) | トンネル支保工用ｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP4279231B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材 | |
| JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4924047B2 (ja) | 表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ２以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2004124113A (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| CN100567546C (zh) | 焊接热影响部的韧性优异、软化小的厚钢板 | |
| JP4418391B2 (ja) | 音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004124114A (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP4264296B2 (ja) | 溶接部靭性、条切り特性に優れた低降伏比５７０ＭＰａ級高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3863413B2 (ja) | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2007177327A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040312 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040323 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040521 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050705 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050826 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20051004 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20051017 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3736320 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091104 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101104 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111104 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111104 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121104 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131104 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |