耐磨鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發明的目的是提供一種適于供給工程機械、造船、鋼管、土木、建筑等的耐沖擊磨損特性優異的耐磨鋼板及其制造方法。鑒于上述課題，本發明的特征在于，具有特定的鋼組成，(1)式的DI*為100～250，表層部具有以面積分率計為90％以上的馬氏體且布氏硬度為450HBW10/3000以上，相當于從板厚的1/2位置至在表里方向分別為0.5mm為止的部位的板厚中央部具有以面積分率計為70％以上的下貝氏體。DI*＝33.85×(0.1×C)0.5×(0.7×Si+1)×(3.33×Mn+1)×(0.35×Cu+1)×(0.36×Ni+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(1.75×V+1)×(1.5×W+1)···(1)，各元素符號為含量(質量％)。
【專利說明】耐磨鋼板及其制造方法

【技術領域】
[0001] 本發明涉及適于供給工程機械、造船、鋼管、土木、建筑等的板厚大于30mm且為 150_以下的耐磨鋼板，特別涉及鋼板的表層部和截面部被暴露于沖擊性的磨損環境時的 耐沖擊磨損特性優異的鋼板及其制造方法。

【背景技術】
[0002] 對于耐磨鋼，為了使微觀組織為馬氏體單相組織而使耐磨性提高，一般增加固溶C 量而使馬氏體組織自身的硬度上升。但是，在這種情況下，鋼板的冷裂紋敏感性、韌性變差。 因此，開發了使低溫韌性、韌性提高的耐磨鋼。
[0003]例如，專利文獻1涉及厚的高硬度高韌性耐磨鋼及其制造方法，記載有為了在板 厚方向得到均勻的高硬度和高韌性，對具有〇. 20?0. 40 %C-Si-Mn-低P-Nb-B系組成且含 有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Ca和REM中的一種或二種以上的鋼進行再加熱淬火，將板厚中央部 的微觀組織制成以ASTM的奧氏體粒度計為6個以上的馬氏體主體組織。
[0004] 專利文獻2涉及耐磨鋼板及其制造方法，記載有為了確保耐磨性和在低溫區域的 操作性，具有〇. 15?0. 30%C-Si-Mn-低P、S-Nb系組成且為滿足由Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti和 B中的一種或二種以上的元素構成的參數式的組成，減小鋼板表層部與內部的硬度差，并且 使得-40°C時的夏比吸收能為27J以上。
[0005] 專利文獻3涉及低溫韌性優異的耐磨鋼板及其制造方法，記載有對具有0. 23? 0. 35%C-Si-Mn-低P、S-Nb-Ti-B系組成且具有滿足由Cu、Ni、Cr、Mo和V中的一種或二種 以上的元素構成的參數式的組成的鋼進行再加熱淬火，將微觀組織制成粒徑為15ym以下 的馬氏體主體組織，使得耐磨性和_20°C時的夏比吸收能為27J以上。
[0006] 專利文獻4涉及低溫韌性優異的耐磨鋼板及其制造方法，記載有對具有0. 23? 0. 35%C-Si-Mn-低P、S-Cr-Mo-Nb-Ti-B-REM系組成且具有滿足由Cu、Ni和V中的一種或 二種以上的元素構成的參數式的組成的鋼進行軋制后，直接淬火，將微觀組織制成粒徑為 25ym以下的馬氏體主體組織，使得耐磨性和-20°C時的夏比吸收能為27J以上。
[0007] 專利文獻
[0008] 專利文獻1 :日本專利第3273404號公報
[0009] 專利文獻2 :日本專利第4238832號公報
[0010] 專利文獻3 :日本專利第4259145號公報
[0011] 專利文獻4 :日本專利第4645307號公報


【發明內容】

[0012] 然而，在工程機械、造船、鋼管、土木、建筑等的鋼鐵結構物、機械、裝置等中使用熱 軋鋼板時，有時要求耐沖擊磨損特性。所謂磨損是在機械、裝置等的運轉的部位因鋼材彼此 或與巖石等異種材料的持續接觸而導致鋼材表層部被削掉的現象。另一方面，所謂沖擊磨 損是例如像鋼材被用于球磨機的襯墊材料時那樣，成為以高的負荷碰撞高硬度的異種材料 的環境，鋼材側的碰撞面受到重復的塑性變形而脆化后，與裂紋發生、連結同時產生的磨損 現象，特征在于與通常的磨損相比易于發展。
[0013] 此外，具有C量高的馬氏體組織的鋼材受到沖擊性的反復負荷時，形成被稱為白 色層的極其硬質且脆的微觀組織。其結果，鋼材的白色層部分發生脆性剝離，無法得到充分 的耐沖擊磨損性，在韌性更低時，有可能以白色層為起點而發生脆性破壞。
[0014] 若鋼材的耐沖擊磨損特性差，則不僅成為機械、裝置的故障的原因，也有無法維持 作為結構物的強度大的危險性，因此高頻率的磨損部位的修補、更換是不可避免的。因此， 對于在沖擊性的環境中被應用于磨損的部位的鋼材，強烈地要求耐沖擊磨損特性的提高。 另外，由于大多在機械、裝置等中要求耐沖擊磨損特性，因此要求在鋼板的表層部和截面部 具備該耐沖擊磨損特性。
[0015] 然而，專利文獻1中對于受到沖擊負荷時的耐磨性能沒有加以考慮，尤其是擔心 板厚中央部發生由高C的馬氏體組織的白色層生成導致的耐沖擊磨損性的下降、脆性破 壞。
[0016] 此外，專利文獻2中對于受到沖擊負荷時的耐磨性能也沒有加以考慮，未能改善 鋼板的表層部和截面部的耐沖擊磨損特性。專利文獻3、4中對受到沖擊負荷時的耐磨性能 也沒有加以記載，尤其是在板厚中央部中，在高C的馬氏體組織中，由白色層生成所致的耐 沖擊磨損性的下降、脆性斷裂的發生是不可避免的。另外，由于大多在機械、裝置等中使用 時要求耐沖擊磨損特性，因此要求在鋼板的表層部和截面部具備該耐沖擊磨損特性。
[0017] 因此，本發明的目的是提供一種鋼板的表層部和截面部的耐沖擊磨損特性優異的 耐磨鋼板及其制造方法。這里，表層部是指從鋼材表面至深度為1_為止的部位。
[0018] 本發明的發明人等以耐磨鋼板為對象，為了在鋼板的表層部和截面部均可得到優 異的耐沖擊磨損特性且可得到作為鋼板的優異的韌性，對決定鋼板的化學成分、制造方法 和微觀組織的各種主要因素進行了深入研宄，其結果，得到以下發現。
[0019] I.鋼板表層部被暴露于沖擊性的磨損環境時，為了確保優異的耐沖擊磨損特性， 需要確保表層部的布氏硬度為450HBW10/3000以上。此外，為了得到該布氏硬度，重要的是 通過嚴格地管理鋼板的化學組成以及淬透性指數來確保淬透性并使得鋼板表層部為馬氏 體組織。鋼板表層部優選為100 %馬氏體組織，但是只要是以面積分率計為90 %以上的馬 氏體組織就足夠。除馬氏體以外，還有可能含有下貝氏體、上貝氏體、滲碳體、珠光體、鐵素 體、殘余奧氏體、或Mo、Ti、Cr等的碳化物等，但是若能夠確保這些除馬氏體以外的組織的 合計以面積分率計為10%以下且表層部的布氏硬度為450HBW10/3000以上，則可得到充分 的耐沖擊磨損特性。
[0020] II.為了確保鋼板截面部的耐沖擊磨損特性，尤其重要的是改善在板厚中央部的 耐沖擊磨損特性。在板厚中央部，由于中心偏析而導致C、Mn、P、S等元素濃化，因此易于成 為硬度高的高C馬氏體組織，而且易于生成MnS等非金屬夾雜物。通過減少中心偏析、非金 屬夾雜物，并且將板厚中央部的微觀組織制成下貝氏體主體，在板厚中央部的耐沖擊磨損 特性提高。這是因為使耐沖擊磨損性下降的介由非金屬夾雜物的白色層的生成被抑制，由 此也防止以白色層的剝離、龜裂為起點的裂紋的產生。這里，板厚中央部是指以板厚的1/2 位置為基準向表里方向分別為0. 5_為止的區域。
[0021 ] 本發明是對得到的發現進一步加以研宄而作出的。
[0022] 即，本發明是：
[0023] 1. -種耐磨鋼板，其特征在于，具有如下鋼組成：以質量％計，含有C:0. 25? 0? 33%、Si:0? 1 ?1. 0%、Mn:0? 40 ?1. 3%、P:0? 010% 以下、S:0? 004% 以下、A1 :0? 06% 以 下和N:0. 007%以下，進一步含有Cu:1. 5%以下、Ni:2. 0%以下、Cr:3. 0%以下、Mo:1. 5% 以下、W:1. 5%以下和B:0. 0030%以下中的一種或二種以上，由（1)式表示的DI*為100? 250,剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，
[0024] 相當于從鋼板表面至深度為1mm為止的部位的表層部具有以面積分率計為90% 以上的馬氏體，該鋼板表面的布氏硬度為450HBW10/3000以上，相當于從該鋼板的板厚的 1/2位置至在表里方向分別為0. 5mm為止的部位的板厚中央部具有以面積分率計為70%以 上的平均結晶粒徑為25ym以下的下貝氏體。
[0025]DI* = 33. 85X(0?1XC)05X(0?7XSi+l)X(3. 33XMn+l)X(0?35XCU+1)X(0?3 6XNi+l)X(2. 16XCr+l)X(3XMo+l)X(1. 75XV+1)X(1. 5XW+1) ? ? ? (1)
[0026] 各元素符號為含量（質量％ )
[0027] 2.如上述1所述的耐沖擊磨損特性優異的耐磨鋼板，其特征在于，上述鋼組成以 質量％計進一步含有Nb:0. 005 ?0. 025%、V:0. 01 ?0. 1%和Ti:0. 005 ?0. 03% 中的一 種或二種以上。
[0028] 3.如上述1或2所述的耐沖擊磨損特性優異的耐磨鋼板，其特征在于，上述鋼組成 以質量％計進一步含有REM:0. 02%以下、Ca:0. 005%以下、Mg:0. 005%以下中的一種或二 種以上。
[0029] 4. 一種耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，將具有上述1?3中任一項所述的鋼組 成的鋼片加熱至1000°c?1200 °C后，進行熱軋，空氣冷卻至室溫，其后，將得到的鋼板再加 熱至Ac3? 950°C，進行淬火。
[0030] 5. -種耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，將具有上述1?3中任一項所述的鋼組 成的鋼片加熱至1 〇〇〇 °C?1200 °C后，在Ar3以上的溫度區域進行熱軋后，將得到的鋼板從 Ar3? 950°C的溫度起進行淬火。
[0031] 6.如上述5所述的耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，上述淬火后，將所述鋼板進 一步再加熱至Ac3? 950°C，進行淬火。
[0032] 根據本發明，可得到表層部和截面部的耐沖擊磨損特性優異的耐磨鋼板，非常有 助于在鋼結構物制作時提高制造效率、安全性，在產業上發揮顯著的效果。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0033] 圖1是用于說明沖擊磨損試驗片的采集位置的圖。
[0034] 圖2是用于說明沖擊磨損試驗機的圖。

【具體實施方式】
[0035] 本發明中對成分組成和微觀組織進行規定。
[0036][成分組成]
[0037] 以下說明中％為質量％。
[0038]C:0. 25 ?0. 33%
[0039]C是用于提高馬氏體的硬度且提高淬透性而在板厚中央部作為規定的組織而確保 優異的耐磨性的重要元素，為了得到其效果，需要含有〇. 25%以上。另一方面，若含有量大 于0. 33%，則不僅焊接性變差，而且受到沖擊性的反復負荷時易于生成白色層，促進由剝離 所致的磨損或裂紋的產生而耐沖擊磨損特性變差。因此，限定于0. 25?0. 33%的范圍內。 優選為0.26?0.31 %。
[0040] Si:0.1 ?1.0%
[0041]Si作為脫氧材料而發揮作用，不僅在制鋼上是必要的，而且具有固溶在鋼中而通 過固溶強化使鋼板高硬度化的效果。為了得到這種效果，需要含有0.1%以上。另一方面， 若含有量大于1. 〇%，則焊接性和韌性顯著變差，因此限定于0. 1?1. 0%的范圍內。優選 為 0? 2 ?0? 8%〇
[0042] Mn:0.40?1.3%
[0043] Mn具有使鋼的淬透性增加的效果，為了確保母材的硬度，需要為0.40%以上。另 一方面，若含有的Mn大于1.3%，則不僅母材的韌性、延展性和焊接性變差，而且在中心偏 析部助長P的粒界偏析，助長延遲破壞的產生。此外，在板厚中央部生成的MnS的量增加，并 且變得粗大，鋼板截面部被暴露于沖擊性的磨損環境時，在MnS附近應力集中，促進白色層 的生成，耐沖擊磨損性變差。因此，限定于0.40?1.3%的范圍內。優選為0.50?1.2%。
[0044] P:0.010%以下
[0045] 若含有的P大于0. 010%，則在粒界偏析，成為延遲破壞的發生起點，并且使韌性 變差。因此，將0.010%設為含量的上限，優選盡可能減少。應予說明，過度的P減少使精煉 成本高漲，在經濟上是不利的，因此優選設為0. 002%以上。
[0046] S:0.004%以下
[0047] S不僅使母材的低溫韌性、延展性變差，而且在板厚中央部生成的MnS的量增加并 且變得粗大，鋼板截面部被暴露于沖擊性的磨損環境時，在MnS附近應力集中，促進白色層 的生成，耐沖擊磨損性變差。因此，優選將0. 004%作為上限而減少。
[0048] Al:0.06%以下
[0049]A1作為脫氧劑而發揮作用，在鋼板的鋼水脫酸工藝中最通用地使用。此外，通過將 鋼中的固溶N固定而形成A1N，具有抑制晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制由固溶N減少 所致的韌性變差和延遲破壞的產生的效果。另一方面，若含有的A1大于0.06%，則在板厚 中央部生成的A1N和A1203的量增加，并且變得粗大，鋼板截面部被暴露于沖擊性的磨損環 境時，在A1N和A1203附近應力集中，促進白色層的生成，耐沖擊磨損性變差。因此，限定于 0. 06%以下。
[0050] N:0.007%以下
[0051]N作為不可避免的雜質而含于鋼中，若含有量大于0.007%，則在板厚中央部生成 的A1N的量增加，并且變得粗大，鋼板截面部被暴露于沖擊性的磨損環境時，在A1N附近應 力集中，促進白色層的生成，耐沖擊磨損性變差。因此，限定于0.007%以下。
[0052] (：11、附、0、]\1〇、1和8中的一種或二種以上
[0053]Cu、Ni、Cr、Mo、W和B均為提高淬透性并有助于提高鋼的硬度的元素，可以對應于 所希望的強度而適當含有。
[0054]添加Cu時，優選將含量設為0.05%以上，但若大于1. 5%，則產生熱脆性而鋼板的 表面性狀變差，因此設為1. 5%以下。
[0055] 添加Ni時，優選將含量設為0. 05%以上，但若大于2. 0%，則效果飽和，在經濟上 不利，因此設為2. 0%以下。
[0056]添加Cr時，優選設為0.05%以上，但若大于3.0%，則韌性和焊接性下降，因此設 為3.0%以下。
[0057]Mo是使淬透性顯著地增加并對母材的高硬度化有效的元素。為了得到這種效果， 優選將含量設為〇. 05%以上，但若大于1. 5%，則對母材韌性、延展性和耐焊接裂紋性產生 不良影響，因此設為1. 5%以下。
[0058] W是使淬透性顯著地增加并對母材的高硬度化有效的元素。為了得到這種效果，優 選將含量設為〇. 05 %以上，但若大于1. 5 %，則對母材韌性、延展性和耐焊接裂紋性產生不 良影響，因此設為1. 5%以下。
[0059] B是以微量的添加而使淬透性顯著地增加并對母材的高硬度化有效的元素。為了 得到這種效果，優選將含量設為〇. 0003 %以上，但若大于0. 0030%，則對母材韌性、延展性 和耐焊接裂紋性產生不良影響，因此設為〇. 0030%以下。
[0060] DI* = 33. 85X(0? 1XC)05X(0? 7XSi+l)X(3. 33XMn+l)X(0? 35XCU+1)X(0? 3 6XNi+l)X(2. 16XCr+l)X(3XMo+l)X(1. 75XV+1)X(1. 5XW+1) :100 ?250
[0061]DI*是為了使母材的表層部的90%以上為馬氏體且使板厚中央部的組織為以面 積分率計為70%以上的下貝氏體而具有優異的耐磨性而規定的值，因此將DI*的值設為 100?250。小于100時，從板厚表層開始的淬火深度變淺，無法在板厚中央部得到所希望 的微觀組織，作為耐磨鋼的壽命變短。另一方面，若大于250,則韌性、延遲破壞特性顯著變 差。因此，設為100?250的范圍。優選設為120?230的范圍。
[0062] 以上為本發明的基本成分組成，將剩余部分設為Fe和不可避免的雜質。
[0063]此外，本發明中，為了進一步提高特性，除上述基本成分體系以外，還可以含有Nb、V、Ti、REM、Ca和Mg中的一種或二種以上。
[0064] Nb:0? 005 ?0? 025%
[0065]Nb是作為碳氮化物析出而使得微觀組織微細化，并且將固溶N固定而兼備改善韌 性和抑制延遲破壞的產生的效果的元素。為了得到這種效果，需要0.005%以上的含量。另 一方面，若含有量大于0. 025%，則析出粗大的碳氮化物，促進白色層的生成，耐沖擊磨損性 變差。因此，限定于0.005?0.025%的范圍內。
[0066] V:0.01 ?0.1%
[0067]V是作為碳氮化物析出而使得微觀組織微細化，并且將固溶N固定而兼備改善韌 性和抑制延遲破壞的產生的效果的元素。為了得到這種效果，需要0.01 %以上的含量。另 一方面，若含有量大于0. 1%，則析出粗大的碳氮化物，促進白色層的生成，耐沖擊磨損性變 差。因此，限定于0.01?0.1%的范圍內。
[0068] Ti:0? 005 ?0? 03%
[0069]Ti通過將固溶N固定而形成TiN，具有抑制晶粒粗大化的效果，并且具有抑制由固 溶N減少所致的韌性變差和延遲破壞的產生的效果。為了得到這些效果，需要0. 005%以上 的含量。另一方面，若含有量大于〇. 03%，則析出粗大的碳氮化物，促進白色層的生成，耐沖 擊磨損性變差。因此，限定于0.005?0.03%的范圍內。
[0070]REM、Ca和Mg均有助于提高韌性，根據所希望的特性而選擇地添加。
[0071] 添加REM時，優選將含量設為0. 002%以上，但由于即使大于0. 02%，效果也會飽 和，因此以0.02%為上限。
[0072] 添加Ca時，優選將含量設為0. 0005%以上，但由于即使大于0. 005%，效果也會飽 和，因此以0.005%為上限。
[0073] 添加Mg時，優選將含量設為0. 001%以上，但由于即使大于0. 005%，效果也會飽 和，因此以0.005%為上限。
[0074][微觀組織]
[0075]本發明中，為了使截面部的耐沖擊磨損特性提高，對于在從鋼板的板厚的1/2位 置至在表里方向分別為0. 5_為止的部位即板厚中央部的鋼板的微觀組織，具有以面積分 率計為70%以上的平均結晶粒徑以等效圓直徑計為25ym以下的下貝氏體。
[0076]這里，若平均結晶粒徑以等效圓直徑計大于25 ym，則導致韌性的下降、延遲破壞 的產生。此外，若含有馬氏體作為除下貝氏體以外的組織，則介由非金屬夾雜物等的存在， 助長白色層的生成，裂紋產生，耐沖擊磨損性變差，但若為10%以下，則可以忽略其影響。此 夕卜，存在上貝氏體、鐵素體、珠光體等時，硬度下降，耐沖擊磨損性變差，但若為20%以下，則 可以忽略其影響。
[0077]此外，相當于從上述鋼材表面至深度1mm為止的部位的表層部從耐沖擊磨損特性 的觀點出發，具有以面積分率計為90%以上的馬氏體組織。通過形成90%以上的馬氏體組 織且使鋼板的表面硬度以布氏硬度計為450HBW10/3000以上，可以確保優異的耐沖擊磨損 特性。應予說明，微觀組織的觀察方法在實施例中詳細地說明。
[0078][鋼板表層部的硬度]
[0079] 鋼板的表面硬度以布氏硬度計小于450HBW10/3000時，耐沖擊磨損特性不充分， 作為耐磨鋼的壽命變短。因此，將表面硬度設為以布氏硬度計450HBW10/3000以上。
[0080] [耐磨鋼板的制造方法]
[0081] 本發明所涉及的耐磨鋼能夠通過以下制造條件制造。
[0082] 說明中，與溫度相關的"°C"表示是指在板厚的1/2位置處的溫度。
[0083]首先，將上述組成的鋼水通過公知的熔煉方法熔煉，例如，通過連續鑄造法或鑄 錠-開坯軋制法等，得到規定尺寸的板坯等鋼原材料。
[0084] 得到的鋼原料在不進行冷卻而剛剛鑄造后、或在暫時冷卻后立即再加熱至 1000?1200°C，其后，熱軋而制成所希望的板厚的鋼板。再加熱溫度小于1000°C時，熱軋時 的變形阻力變高，無法獲得大的每道次的壓下量，因此軋制道次數增加，導致軋制效率的下 降，并且有時無法壓接鋼原料（板坯）中的鑄造缺陷。另一方面，若再加熱溫度大于1200°c， 貝IJ由于加熱時的污垢（scale)，容易產生表面瑕疵，軋制后的加工負擔增大。因此，將鋼原料 的再加熱溫度設為1000?1200°C的范圍。
[0085]對被再加熱的鋼原料施行熱軋，直至成為目標板厚為止。熱軋條件只要滿足作為 目標的板厚和形狀即可，其條件沒有特別的限定。但是，在板厚大于70_的極厚鋼板的情 況下，為了孔壓接，優選每道次的壓下率為15%以上的軋制道次確保至少1道次以上。軋制 結束溫度優選設為Ar3以上。
[0086] 軋制結束溫度小于Arjt，變形阻力變高，因此軋制負荷增大，對軋制機的負擔變 大，為了使厚鋼板下降至Ar#下的軋制溫度，需要在軋制中途待機，顯著地阻礙生產率。
[0087] 熱軋結束后，空氣冷卻，進行再加熱淬火處理，或熱軋結束后立刻進行直接淬火。
[0088] 軋制結束后進行再加熱淬火處理時，再加熱至Ac3?950°C，保持一定時間后，進行 淬火。若加熱溫度大于950°C，則鋼板表面性狀變差，并且結晶粒粗大化，韌性和延遲破壞特 性變差。
[0089] 保持時間沒有特別的規定，若大于lhr，則因奧氏體粒的粗大化而導致母材的韌 性變差，因此優選為lhr以內，若熱處理爐內的均熱良好，則可以短時間保持。應予說明， Ac3(°C)例如可以使用以下定義的關系式輸入鋼材的各成分的含有值而導出：
[0090] Ac3= 854-180C+44Si-14Mn-17. 8Ni-l. 7Cr
[0091] (元素符號表示鋼材中的各元素的含量（質量％ ))
[0092] 軋制結束后進行直接淬火時，在Ar3以上的溫度區域進行熱軋，乳制結束后，從 Ar3? 950°C開始淬火。
[0093]Ar3(°C)例如可以使用以下定義的關系式輸入鋼材的各成分的含有值而導出：
[0094] Ar3= 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
[0095](元素符號表示鋼材中的各元素的含量（質量％ ))
[0096] 淬火可以對鋼板表面噴射高壓的高速水流而進行，也可以將鋼板浸漬于水中而進 行。這種情況的板厚1/2位置處的冷卻速度在板厚為35mm時為20°C/s左右，在板厚為 50mm時為10°C/s左右，在板厚為70mm時為3°C/s左右。若為該程度的冷卻速度，則可以 將板厚中央部制成下貝氏體以面積分率計為70%以上的組織。另外，板厚為30mm以下時， 若通過水冷進行淬火，則冷卻速度變得過大，無法將板厚中央部制成下貝氏體以面積分率 計為70%以上的組織。
[0097] 也可以對熱軋、直接淬火后的鋼板進一步施行再加熱至Ac3?950°C的再加熱淬火 處理。厚鋼板內的組織被進一步均質化和微細化，母材的強度、韌性提高。
[0098] 實施例
[0099] 以下，對實施例進行說明。
[0100] 通過轉爐-取鍋精煉-連續鑄造法，將制備成表1所示的各種成分組成的鋼板坯 以表2所示的條件加熱至1000?1200°C后，施行熱軋，對一部分鋼板在軋制后立即進行直 接淬火〇)Q)。對經過直接淬火〇)Q)的一部分鋼板再加熱至900°C后進行淬火（RQ)。此外， 對熱軋、冷卻后的一部分鋼板再加熱至900°C后進行淬火（RQ)。
[0101] 對得到的鋼板以下述要點實施組織觀察、表面硬度測定、母材韌性、沖擊磨損試 驗。
[0102] 從各鋼板采集試驗片，在與軋制方向為平行方向的截面的板厚方向的板厚（t)的 1/2的位置，利用光學顯微鏡和透射型電子顯微鏡觀察組織，求出組織分率（下貝氏體分 率）和舊奧氏體粒（舊Y粒）的平均粒徑。下貝氏體未伴隨長距離擴散地從奧氏體進行 相變，因此下貝氏體的粒徑與舊奧氏體粒徑相同。此外，下貝氏體與馬氏體大致能夠使用光 學顯微鏡，詳細而言使用透射型電子顯微鏡，通過滲碳體的析出形態的差異來判別。
[0103] 表面硬度測定是按照JISZ2243 (1998)測定表層下的表面硬度。測定使用直徑為 10_的鎢硬球，負荷設為3000kgf。
[0104] 從各鋼板的板厚⑴的1/4處的位置的與軋制方向垂直的方向，按照JISZ 2202 (1998年）的規定提取V形缺口試驗片，按照JISZ2242 (1998年）的規定對各鋼板在 各溫度實施3個試樣的夏比沖擊試驗，求出在0°C的吸收能，評價母材韌性。3個試樣的吸 收能（vEj的平均值為30J以上時，評價為母材韌性優異的鋼板。
[0105] 沖擊磨損試驗是如圖1所示從鋼板表面和鋼板截面的板厚（t)的1/2處采集 10mmX25mmX75mm的試驗片。將供試鋼和SS400的試驗片固定于圖2所不的沖擊磨損試驗 裝置的轉子，在滾筒內放入1500cm3的100%Si02硅石（平均粒徑30mm)并密封后，以轉子 轉速600rpm、滾筒轉速45rpm、轉子總轉數10000進行旋轉。
[0106] 以投影機觀察試驗結束后的試驗片的表面，以沒有長度為3_以上的裂紋的鋼板 為裂紋性優異。進而，測定在試驗前后的試驗片重量的減少量。以（SS400的試驗片的重量 減少量）八對象材的試驗片的重量減少量）為耐磨損比，以在鋼板表層部具有3.0以上、在 板厚（t)的1/2截面部具有2. 5以上的鋼板為耐沖擊磨損特性優異的鋼板。
[0107] 將得到的結果示于表3。
[0108] 從表3可知，本發明例中，表面硬度具有450HBW10/3000以上，0°C的母材韌性具有 30J以上，且沖擊磨損試驗中未產生裂紋，對SS400的耐磨損比在鋼板表層部具有3. 0以上、 在l/2t截面部具有2. 5以上。
[0109] 另一方面，確認了在本發明范圍外的比較例中，表面硬度、母材韌性和沖擊磨損試 驗中的任一個或其多個無法滿足目標性能。
[0110] [表 1]
[0111]

【權利要求】
1. 一種耐磨鋼板，其特征在于，具有如下鋼組成：以質量％計，含有C :0. 25?0. 33%、 Si :0? 1 ?1. 0%、Mn :0? 40 ?1. 3%、P :0? 010% 以下、S :0? 004% 以下、A1 :0? 06% 以下和 N : 0? 007%以下，進一步含有Cu :1. 5%以下、Ni :2. 0%以下、Cr :3. 0%以下、Mo :1. 5%以下、W : 1. 5%以下和B :0. 0030%以下中的一種或二種以上，由（1)式表示的DI*為100?250,剩 余部分由Fe和不可避免的雜質構成， 相當于從鋼板表面至深度為1mm為止的部位的表層部具有以面積分率計為90%以上 的馬氏體，該鋼板表面的布氏硬度為450HBW10/3000以上，相當于從該鋼板的板厚的1/2位 置至在表里方向分別為0.5mm為止的部位的板厚中央部具有以面積分率計為70%以上的 平均結晶粒徑為25 y m以下的下貝氏體， DI* = 33. 85X (0? 1XC)°.5X (0? 7XSi+l) X (3. 33XMn+l) X (0? 35XCu+l) X (0? 36XN i+1) X (2. 16XCr+l) X (3XMo+l) X (1. 75XV+1) X (1. 5XW+1) ? ? ? (1)， 各元素符號為含量，其單位為質量％。
2. 如權利要求1所述的耐磨鋼板，其特征在于，所述鋼組成以質量％計進一步含有Nb : 0? 005 ?0? 025%、V :0? 01 ?0? 1%和 Ti :0? 005 ?0? 03% 中的一種或二種以上。
3. 如權利要求1或2所述的耐磨鋼板，其特征在于，所述鋼組成以質量％計進一步含有 REM :0. 02%以下、Ca :0. 005%以下、Mg :0. 005%以下中的一種或二種以上。
4. 一種耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1?3中任一項所述的鋼組 成的鋼片加熱至l〇〇〇°C?1200°C后，進行熱軋，空氣冷卻至室溫，其后，將得到的鋼板再加 熱至Ac3? 950°C，進行淬火。
5. -種耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1?3中任一項所述的鋼組 成的鋼片加熱至1 〇〇〇 °C?1200 °C后，在Ar3以上的溫度區域進行熱軋后，將得到的鋼板從 Ar3? 950°C的溫度起進行淬火。
6. 如權利要求5所述的耐磨鋼板的制造方法，其特征在于，所述淬火后，將所述鋼板進 一步再加熱至Ac3? 950°C，進行淬火。
【文檔編號】C22C38/54GK104508166SQ201380039743
【公開日】2015年4月8日 申請日期:2013年7月29日 優先權日:2012年7月30日
【發明者】植田圭治, 三浦進一, 石川信行 申請人:杰富意鋼鐵株式會社