CN103459634B - 耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法 - Google Patents

耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供适合建设机械、产业机械等的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法。具体而言，具有如下组成：以质量%计，含有C：0.20～0.30%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.40～1.20%、P、S、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、B：0.0003～0.0030%，进一步含有Cr、Mo以及W中的1种或2种以上，根据需要含有Nb、Ti、Cu、Ni、V、REM、Ca、Mg中的1种或2种以上，并且含有成分的DI*为45以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，微观组织以回火马氏体为基体相，粒径以当量圆直径计为0.05μm以下的渗碳体存在2×106个/mm2。另外，对具有上述记载的钢组成的钢片进行加热后，进行热轧，空气冷却后进行再加热，其后实施加速冷却，或者热轧后立即进行加速冷却。

Description

耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合提供于建设机械（constructionmachine）、产业机械（industrialmachine）、造船（shipbuiding）、钢管（steelpipe）、土木（civilengineering）、建筑等的板厚4mm以上的耐磨损钢板（abrasionresistantsteelplateorsteelsheet），特别涉及耐应力腐蚀断裂性（resistanceofstresscorrosioncrack）优异的钢板。
背景技术
在建产机械、造船、钢管、土木、建筑等的铁钢结构物、机械、装置等中使用热轧钢板时，有时要求钢板的磨损特性（abrasionresistantproperty）。磨损是在机械、装置等进行运转的部位上因钢材彼此或与沙土、岩石等不同种类材料的连续接触而产生的、钢材的表层部被刮掉的现象。
如果钢材的耐磨损特性差，则不仅成为机械、装置的发生故障的原因，也有无法维持作为结构物的强度的危险性，因此高频度的磨损部位的修补、交换是不可避免的。因此，对在磨损的部位使用的钢材强烈要求其耐磨损特性的提高。
以往，为了作为钢材确保优异的耐磨损性，一般提高硬度，通过形成马氏体单相组织（martensitesinglephasemicrostructure）能够显著提高硬度。另外，为了提高马氏体组织本身的硬度，有效的是增加固溶C量（amountofsolidsolutioncarbon），已开发有各种耐磨损钢板（例如，专利文献1～5）。
另一方面，对钢板要求磨损特性的部位，大多露出铁素体表面，钢材表面与含有腐蚀性的物质的水蒸气（moisturevapor）、水分（moisture）、油分（oil）等接触，发生钢材的腐蚀。
例如，矿石运搬用的传送带（oreconveyer）等矿山机械（miningmachinery）中使用耐磨损钢的情况下，存在土壤中的水分（moistureinsoil）和硫化氢（hydrogensulfide）等腐蚀性物质（corrosivematerial），另外，建设机械等中使用耐磨损钢时，存在柴油机（dieselengine）中含有的水分和氧化硫（sulfuricoxide）等，均是非常严重的腐蚀环境（corrosionenvironment）。此时，在钢材表面的腐蚀反应（corrosionreaction）中，铁因阳极反应（anodereaction）生成氧化物（锈），另一方面，因水分的阴极反应（cathodereaction）产生氢。
在耐磨损钢这样的高硬度的马氏体组织的钢材中，侵入因腐蚀反应生成的氢时，钢材极端脆化，当存在因弯曲加工（bendingwork）或焊接等而导致的残余应力（weldingresidualstress）、因使用环境（environmentofusage）而导致的作用应力（appliedstress）时，产生断裂（crack）。这为应力腐蚀断裂（stresscorrosioncrack），从运转的安全性的观点出发，对于在机械、装置等中使用的钢材而言，不仅耐磨损性重要，耐应力腐蚀断裂性优异也很重要。
先行技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平5-51691号公报
专利文献2:日本特开平8-295990号公报
专利文献3:日本特开2002-115024号公报
专利文献4:日本特开2002-80930号公报
专利文献5:日本特开2004-162120号公报
非专利文献
非专利文献1:日本学术振兴会大129委员会（日本材料强度学会，1985）基准应力腐蚀断裂标准试验法
发明内容
然而，专利文献1～5等中提出的耐磨损钢是以具备母材韧性、耐延迟破裂特性（以上为专利文献1、3、4）、焊接性、焊接部的耐磨损性、结露腐蚀环境中的耐腐蚀性（以上为专利文献5）为目的，不能兼得在非专利文献1记载的应力腐蚀断裂标准试验法中优异的耐应力腐蚀断裂性和耐磨损性。
因此，本发明中，目的在于提供不引起生产率（productivity）的降低以及制造成本（productioncost）的增大，经济性（economicefficiency）优异且耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法。
本发明人等为了实现上述课题，以耐磨损钢板为对象，为了确保优异的耐应力腐蚀断裂性能，对决定钢板的化学成分、制造方法以及微观组织（microstructure）的各种重要因素进行深入研究，得到了以下的见解。
1.为了确保优异的耐磨损特性，需要确保高硬度（highhardness），但由于过度的高硬度化显著降低耐应力腐蚀断裂性，所以重要的是严格管理硬度范围。而且，为了提高耐应力腐蚀断裂性，有效的是作为扩散性氢（diffusiblehydrogen）的氢陷阱（trapsite）钢板中分散渗碳体（cementite）。因此，严格管理以C为首的钢板的化学组成将钢板的基体组织制成回火马氏体尤为重要。
通过适当管理回火马氏体组织中的渗碳体分散状态，从而使其作为因钢材的腐蚀反应而生成的扩散性氢的氢陷阱进行作用，抑制氢脆化断裂（hydrogenembrittlementcracking）。
轧制、热处理以及冷却条件等对回火马氏体组织中的渗碳体的分散状态带来影响，管理这些制造条件尤为重要。由此，能够抑制腐蚀环境下的晶粒边界破裂，有效防止应力腐蚀断裂。
2.而且，为了有效抑制回火马氏体组织（temperedmartensitemicrostructure）的晶粒边界破裂（grainboundaryfracture），有效的对策是提高晶粒边界强度（grainboundarystrength），需要减少P等杂质元素，并且管理Mn的成分范围。Mn具有提高淬火性（hardenability）的效果，有助于提高耐磨损性，另一方面是在钢片的凝固过程（solidificationprocess），是容易与P一起进行共偏析（co-segregation）的元素，使微观偏析部的晶粒边界强度降低。
另外，为了有效抑制晶粒边界破裂，有效的是将晶粒微细化，具有抑制晶粒的生长的钉扎效应（pinningeffect）的微小夹杂物（inclusion）的分散非常有效。因此，有效的是添加Nb和Ti，在钢中分散碳氮化合物。
本发明是在得到的见解的基础上进一步进行研究而完成的，即，本发明如下：
1.一种耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量%计，含有C：0.20～0.30%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.40～1.20%、P：0.015%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、B：0.0003～0.0030%，进一步含有Cr：0.05～1.5%、Mo：0.05～1.0%、W：0.05～1.0%中的1种或2种以上，由式（1）表示的淬透性指数（hardenabilityindex）DI*为45以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，微观组织是以回火马氏体为基体相，粒径以当量圆直径计为0.05μm以下的渗碳体存在2×106个/mm2以上。
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）
其中，各合金元素表示含量（质量%），不含时为0。
2.根据1记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在钢组成中，以质量%计进一步含有Nb：0.005～0.025%、Ti：0.008～0.020%中的1种或2种以上。
3.根据1或2记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在钢组成中，以质量%计，进一步含有Cu：1.5%以下、Ni：2.0%以下、V：0.1%以下中的1种或2种以上。
4.根据1～3中任一项记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在钢组成中，以质量%计进一步含有REM：0.008%以下、Ca：0.005%以下、Mg：0.005%以下中的1种或2种以上。
5.根据1～4中任一项记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，以当量圆直径计，回火马氏体的平均结晶粒径为20μm以下。
6.根据1～5中任一项记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板，其特征在于，以布氏硬度计，表面硬度,为400～520HBW10/3000。
7.一种耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板的制造方法，将具有1～4中任一项记载的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，进行热轧，其后，再加热至Ac3～950℃，以1～100℃/s实施加速冷却，在100～300℃下停止加速冷却后，进行空气冷却。
8.根据7记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板的制造方法，其特征在于，空气冷却后，再加热至100～300℃。
9.一种耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板的制造方法，将具有1～4中任一项记载的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，在Ar3以上的温度区域进行热轧后，从Ar3～950℃的温度以1～100℃/s开始加速冷却，在100～300℃下停止加速冷却后，进行空气冷却。
10.根据9记载的耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板的制造方法，其特征在于，空气冷却后，再加热至100～300℃。
应予说明，本发明中，回火马氏体的平均结晶粒径，是将回火马氏体作为原始奥氏体颗粒，用原始奥氏体颗粒径的当量圆直径求得平均结晶粒径的。
根据本发明，在不引起生产率的降低以及制造成本的增大的情况下，得到具有优异的耐应力腐蚀断裂性的耐磨损钢板，非常有助于钢结构物的安全性、寿命的提高，在产业上起到显著的效果。
附图说明
图1是表示应力腐蚀断裂标准试验所使用的试验片形状。
图2是表示使用图1所示的试验片的试验机的构成的图。
具体实施方式
［微观组织］
本发明中，将钢板的微观组织的基体相制成回火马氏体，并且规定微观组织中的渗碳体的存在状态。
如果渗碳体的粒径以当量圆直径计超过0.05μm，则钢板的硬度降低，耐磨损性降低，不仅如此，也无法作为扩散性氢的氢陷阱得到抑制氢脆化断裂的效果。因此，限定为0.05μm以下。
如果上述粒径的渗碳体在微观组织中小于2×106个/mm2，则无法作为扩散性氢的氢陷阱得到抑制氢脆化断裂的效果。因此，为2×106个/mm2以上。
本发明中，进一步提高耐应力腐蚀断裂性时，除上述以外，将钢板的微观组织的基体相制成平均结晶粒径以当量圆直径计为20μm以下的回火马氏体。为了具有钢板的耐磨损特性，需要形成回火马氏体组织。但是，如果回火马氏体的平均结晶粒径以当量圆直径计超过20μm，则耐应力腐蚀断裂性变差。因此，优选使回火马氏体的平均结晶粒径为20μm以下。
应予说明，如果母相中除回火马氏体以外，还混有贝氏体（bainite）、珠光体（pearlite）以及铁素体（ferrite）等组织，则硬度降低，耐磨损性降低，因此这些组织的面积分率（arearatio）越少越好，混有时，优选面积分率为5%以下。
另一方面，如果混有马氏体，则耐应力腐蚀断裂性降低，所以越少越好少，而面积分率为10%以下时，可忽略其影响，所以可以含有。
另外，表面硬度以布氏硬度（Brinellhardness）计小于400HBW10/3000时，作为耐磨损钢的寿命变短，另一方面，如果超过520HBW10/3000，则耐应力腐蚀断裂性显著劣化，所以优选表面硬度以布氏硬度计为400～520HBW10/3000的范围。
［成分组成］
本发明中为了确保优异的耐应力腐蚀断裂性，规定钢板的成分组成。应予说明，说明中%为质量%。
C：0.20～0.30%
C对于提高回火马氏体的硬度，确保优异的耐磨损性是重要的元素，为了得到该效果，必须含有0.20%以上。另一方面，如果含有超过0.30%，则硬度过度上升，韧性以及耐应力腐蚀断裂性降低。因此，限定在0.20～0.30%的范围。优选为0.21～0.27%。
Si：0.05～1.0%
Si作为脱氧剂发挥作用，不仅在制钢上需要，还具有固溶在钢中而通过固溶强化使钢板高硬度化的效果。为了得到这样的效果，必须含有0.05%以上。另一方面，如果含有超过1.0%，则焊接性劣化，所以限定在0.05～1.0%的范围。优选为0.07～0.5%。
Mn：0.40～1.20%
Mn具有增加钢的淬透性（hardenability）的效果，为了确保母材的硬度必须为0.40%以上。另一方面，如果含有超过1.20%，则不仅母材的（toughness）延展性（ductility）以及焊接性（weldability）劣化，还助长P的晶界偏析（intergranularsegregation），助长耐应力腐蚀断裂的发生。因此，限定在0.40～1.20%的范围。优选为0.45～1.10%。进一步优选为0.45～0.90%。
P：0.015%以下、S：0.005%以下
如果含有P超过0.015%，则在晶界偏析，成为耐应力腐蚀断裂的发生的起点。因此，以0.015%为上限，优选尽量减少。优选为0.010%以下，更优选为0.008%以下。S使母材的低温韧性、延展性劣化，所以优选以0.005%为上限进行减少。优选为0.003%以下，更优选为0.002%以下。
Al：0.1%以下
Al作为脱氧剂发挥作用，在钢板的钢水的脱氧工序（deoxidizingprocess）中最常使用。另外，通过固定钢中的固溶N形成AlN，具有抑制晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制因固溶N减少所致的韧性的劣化。另一方面，如果含有超过0.1%，则在焊接时混入焊接金属部，使焊接金属的韧性劣化，因此限定在0.1%以下。优选为0.08%以下。
N：0.01%以下
N具有与Ti和Nb结合形成氮化物或碳氮化合物而析出，抑制热轧以及热处理时的晶粒的粗大化的效果，以及作为扩散性氢的氢陷阱抑制氢脆化断裂的效果。另一方面，如果含有超过0.01%，则固溶N量增加，韧性显著降低。因此，将N限定在0.01%以下。优选为0.006%以下。
B：0.0003～0.0030%
B是微量的添加就可显著增加淬透性，对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.0003%以上。如果超过0.0030%，则对母材韧性、延展性以及耐焊接断裂性造成负面影响，因此为0.0030%以下。
Cr、Mo以及W中的1种或2种以上
Cr：0.05～1.5%
Cr是增加钢的淬透性对母材的高硬度化有效的元素。为了具有这样的效果，优选为0.05%以上。另一方面，如果含有超过1.5%，则母材韧性以及耐焊接断裂性降低。因此，限定在0.05～1.5%的范围。
Mo：0.05～1.0%
Mo是具有显著增加淬透性，对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.05%以上，但如果超过1.0%，则对母材韧性、延展性以及耐焊接断裂性造成负面影响，因此为1.0%以下。
W：0.05～1.0%
W是显著增加淬透性，对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.05%以上，但如果超过1.0%，则对母材韧性、延展性以及耐焊接断裂性造成负面影响，因此设为1.0%以下。
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）
其中，各合金元素表示含量（质量%），不含时为0。
为了使母材的基体组织为回火马氏体，提高耐磨损性，需要满足上式规定的DI*为45以上。DI*小于45时，从板厚表层的淬透深度小于10mm，作为耐磨损钢的寿命变短，因此设为45以上。
以上为本发明的基本成分组成，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，此外为使应力腐蚀断裂的抑制效果提高，可以含有Nb、Ti中的1种或2种以上。
Nb：0.005～0.025%
Nb作为碳氮化合物析出，使母材和焊接热影响部的微观组织微细化，并且不仅固定固溶N而改善韧性，生成的碳氮化合物还对扩散性氢的氢陷阱有效，具有应力腐蚀断裂抑制的效果。为了得到这样的效果，优选含有0.005%以上。另一方面，如果含有超过0.025%，则粗大的碳氮化合物析出，成为破裂的起点。因此，限定在0.005～0.025%的范围。
Ti：0.008～0.020%
Ti形成氮化物或与Nb一同形成碳氮化合物，具有抑制晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制因固溶N减少所致的韧性劣化的效果。进而，生成的碳氮化合物对扩散性氢的氢陷阱有效，具有抑制应力腐蚀断裂的效果。为了得到这样的效果，优选含有0.008%以上。另一方面，如果含有超过0.020%，则析出物粗大化使母材韧性劣化。因此，限定在0.008～0.020%的范围。
本发明中，进一步提高强度特性时，可以含有Cu、Ni、V中的1种或2种以上。Cu、Ni、V均是有助于提高钢的强度的元素，可以根据所希望的强度适当地含有。
含有Cu时，如果超过1.5%，则产生热脆性而使钢板的表面性状（surfaceproperty）劣化，因设为1.5%以下。
含有Ni时，如果超过2.0%，则效果饱和，经济上不利，因此设为2.0%以下。含有V时，如果超过0.1%，则使母材韧性以及延展性劣化，因此设为0.1%以下。
本发明中，进一步提高韧性时，可含有REM、Ca、Mg中的1种或2种以上。REM、Ca以及Mg均有助于提高韧性，根据所希望的特性选择地含有。
含有REM时，优选设为0.002%以上，但即使超过0.008%，效果也会饱和，因此以0.008%为上限。含有Ca时，优选设为0.0005%以上，但即使超过0.005%效果也会饱和，因此以0.005%为上限。含有Mg时，优选设为0.001%以上，即使超过0.005%，效果也会饱和，因此以0.005%为上限。
［制造条件］
说明中，与温度相关的“℃”表示在板厚的1/2位置处的温度。
本发明的耐磨损钢板优选用公知的熔炼方法（steelmaikingprocess）熔炼上述组成的钢水（moltensteel），利用连续铸造法（continuouscasting）或铸锭（ingotcasting）-开坯轧制法（bloomingmethod）制成规定尺寸的板坯（slab）等钢材料。
接着，将得到的钢素材再加热至1000～1200℃后，进行热轧制成所希望的板厚的钢板。再加热温度如果小于1000℃，则热轧下的变形阻力（deformationresistance）变高，不能取得大的1次压下率量（rollingreduction），所以轧制次数增加，导致轧制效率（rollingefficiency）的降低，并且无法对钢素材（板坯）中的铸造缺陷（castdefect）进行压制。
另一方面，如果再加热温度超过1200℃，则因加热时的氧化皮（scale）而容易产生表面伤痕（surfacescratch），轧制后的修复（repair）的负荷增大。因此，将钢材料的再加热温度设为1000～1200℃的范围。直接轧制时，钢材料以1000～1200℃开始热轧。热轧的轧制条件没有特别规定。
在热轧后为了实现钢板内的温度的均匀化，抑制特性不均（characteristicvariation），在热轧后、空气冷却后进行再加热处理。在再加热处理前必须完成钢板向铁素体、贝氏体或者马氏体的变相，在再加热热处理前，钢板温度冷却至300℃以下，优选为200℃以下，更优选为100℃以下。在冷却后进行再加热处理，再加热温度如果为Ac3以下，则在组织中混有铁素体，硬度降低。另一方面，如果超过950℃，则晶粒粗大化，韧性及耐应力腐蚀断裂性降低，因此设为Ac3～950℃。Ac3（℃），例如可以通过下式求得。
Ac3＝854－180C＋44Si－14Mn－17.8Ni－1.7Cr
（其中，C、Si、Mn、Ni、Cr：各合金元素的含量（mass%））
如果钢板内的温度变得均匀，则再加热的保持时间（holdingtime）可以变短。另一方面，如果保持时间长，则晶粒粗大化，韧性及耐应力腐蚀断裂性降低，因此优选为1小时以内。应予说明，在热轧后进行再加热时，热轧的结束温度没有特别规定。
再加热后，进行冷却速度：1～100℃/s、冷却停止温度：100～300℃的加速冷却，其后，进行空气冷却至常温。加速冷却的冷却速度如果小于1℃/s，则在组织中混有铁素体、珠光体以及贝氏体，硬度降低。另一方面，如果超过100℃/s，则难以控制温度，产生材质差异，因此设为1～100℃/s。
如果冷却停止温度超过300℃，则在组织中混有铁素体、珠光体以及贝氏体，硬度降低，并且回火马氏体的回火效果变过度，硬度降低的同时，因渗碳体的粗大化而耐应力腐蚀断裂性也降低。
另一方面，如果冷却停止温度小于100℃，则在其后的空气冷却中无法得到马氏体的回火效果，并且也无法得到在本发明中规定的渗碳体的形态，耐应力腐蚀断裂性降低，因此将加速冷却停止温度设为100～300℃。通过将冷却停止温度设为100～300℃，从而使钢板中的组织成为马氏体主体，通过其后的空气冷却能够得到回火的效果，能够得到在回火马氏体中分散有渗碳体的组织。
加速冷却后，为了使钢板内的特性更均匀化，并且使耐应力腐蚀断裂性提高，可以再加热至100～300℃进行回火（tempering）。如果回火温度（temperingtemperature）超过300℃，则硬度的降低变大，耐磨损性降低，并且，生成的渗碳体粗大化，无法得到作为扩散性氢的氢陷阱的效果。
另一方面，如果回火温度小于100℃，则无法得到上述效果。如果钢板内的温度变得均匀则保持时间可以变短。另一方面，如果保持时间为长时间，则生成的渗碳体粗大化，作为扩散性氢的氢陷阱的效果降低，因此优选为1小时以内。
热轧后，不实施再加热处理时，将轧制结束温度设为Ar3以上，在轧制结束后，可以立即进行加速冷却。加速冷却的开始温度（与轧制结束温度大致相同）如果小于Ar3，则在组织中混入铁素体，硬度降低，另一方面，如果为950℃以上，则晶粒粗大化，韧性及耐应力腐蚀断裂性降低，因此设为Ar3～950℃。应予说明，Ar3点例如可以通过下式求得。
Ar3＝868－396C＋25Si－68Mn－21Cu－36Ni－25Cr－30Mo（其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo：各合金元素的含量（质量%））
加速冷却的冷却速度、冷却停止温度以及回火处理，与在热轧后进行再加热的情况相同。
实施例
用转炉（steelconverter）－钢包精炼（ladlerefining）－连续铸造法来调制成表1-1～表1-4所示的各种的成分组成的钢板坯（steelslab），将其加热至950～1250℃后，实施热轧，对部分钢板在轧制后立即实施加速冷却，其他钢板在轧制后进行空气冷却。而且，对部分钢板在再加热后实施加速冷却以及回火。
按下述要领对得到的钢板实施微观组织调查、表面硬度测定、母材韧性、应力腐蚀断裂性试验。
微观组织的调查如下评价，即，对得到的各钢板的板厚1/4t部的沿轧制方向平行的截面，采集微观组织观察用样品，在硝酸乙醇腐蚀（nitalcorrosiontreatment）后，用500倍的光学显微镜（opticalmicroscope）拍摄组织。
另外，回火马氏体的平均结晶粒径的评价，是在苦味酸腐蚀（picricacidcorrosiontreatment）后，用光学显微镜以500倍5视角对各钢板的板厚1/4t部的沿轧制方向平行的截面进行拍摄后，使用图像解析装置（imageanalyzationequipment）而进行的。应予说明，回火马氏体的平均结晶粒径是通过将回火马氏体作为原始奥氏体颗粒，以原始奥氏体颗粒径的当量圆直径求得平均结晶粒径的。
进而，回火马氏体组织中的Nb，Ti系析出物的个数密度的调查，是用透射式电子显微镜（transmissionelectronmicroscope）对各钢板的板厚1/4t部的沿轧制方向平行的截面进行10视角的50000倍的拍摄，调查渗碳体的个数的。
表面硬度的测定是基于JISZ2243（1998），测定表层下的表面硬度（除去表层的氧化皮后测定的表面的硬度）。测定使用10mm的钨硬球（tungstenhardball），负载为3000kgf。
基于JISZ2202（1998年）的规定，从各钢板的板厚1/4位置的与轧制方向垂直的方向上采集夏比V缺口试验片（Vnotchtestspecimen），基于JISZ2242（1998年）的规定对各钢板实施3根的夏比冲击试验（Charpyimpacttest），求出在-40℃的吸收能量，评价母材韧性。将3根的吸收能量（vE-40）的平均值为30J以上的钢板作为母材韧性优异的钢板（本发明范围内）。
基于日本学术振兴会大129委员会（日本材料强度学会，1985）基准应力腐蚀断裂标准试验法实施应力腐蚀断裂性试验。将试验片形状示于图1，试验机形状示于图2。试验条件如下设置：试验溶液：3.5%NaCl，pH：6.7～7.0，试验温度：30℃，最大试验时间：500小时，求得应力腐蚀断裂性的下极限应力放大系数（thresholdstressintensityfactor）KISCC。将表面硬度为400～520HBW10/3000，母材韧性为30J以上，并且，KISCC为100kgf/mm-3/2以上作为本发明的目标性能。
在表2-1～表2-4表示供试钢板的制造条件，在表3-1～表3-4中表示上述试验结果。可确认本发明例（钢板No.1、2、4、5、6、8、9、11、13～26、30、34～38）满足上述目标性能，但比较例（钢板No.3、7、10、12、27～29、31～33、39～46）的表面硬度、母材韧性以及耐应力腐蚀断裂性中的一个或它们中的多个无法满足目标性能。
[表1-2]
[表1-4]
[表2-1]
注：斜体为本发明范围外
[表2-2]
注：斜体为本发明范围外
[表2-3]
注：斜体为本发明范围外
[表2-4]
注：斜体为本发明范围外

Claims (10)

1.一种耐磨损钢板，具有如下组成：以质量％计，含有
C：0.20～0.30％、
Si：0.05～1.0％、
Mn：0.45～1.20％、
P：0.015％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.1％以下、
N：0.01％以下、
B：0.0003～0.0030％，
进一步含有
Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％中的1种或2种以上，
由式(1)表示的DI*为45以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
并且，微观组织是以回火马氏体为基体相，粒径以当量圆直径计为0.05μm以下的渗碳体存在2×106个/mm2以上，
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)
其中，各合金元素表示以质量％计的含量，不含时为0。
2.根据权利要求1所述的耐磨损钢板，其中，在钢组成中，以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.025％、Ti：0.008～0.020％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐磨损钢板，其中，在钢组成中，以质量％计进一步含有Cu：1.5％以下、Ni：2.0％以下、V：0.1％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的耐磨损钢板，其中，在钢组成中，以质量％计进一步含有REM：0.008％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的耐磨损钢板，其中，以当量圆直径计，回火马氏体的平均结晶粒径为20μm以下。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的耐磨损钢板，其中，以布氏硬度计，表面硬度为400～520HBW10/3000。
7.一种耐磨损钢板的制造方法，将具有权利要求1～4中任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，进行热轧，冷却至300℃以下，其后，再加热至Ac3～950℃，以1～100℃/s实施加速冷却，在100～300℃停止加速冷却后，进行空气冷却。
8.根据权利要求7所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，进行空气冷却后，再加热至100～300℃。
9.一种耐磨损钢板的制造方法，将具有权利要求1～4中任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，在Ar3以上的温度区域进行热轧，然后从Ar3～950℃的温度以1～100℃/s开始加速冷却，在100～300℃停止加速冷却后，进行空气冷却。
10.根据权利要求9所述的耐磨损钢板的制造方法，其特征在于，空气冷却后，再加热至100～300℃。
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