CN104508166A - 耐磨钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是提供一种适于供给工程机械、造船、钢管、土木、建筑等的耐冲击磨损特性优异的耐磨钢板及其制造方法。鉴于上述课题，本发明的特征在于，具有特定的钢组成，(1)式的DI*为100～250，表层部具有以面积分率计为90％以上的马氏体且布氏硬度为450HBW10/3000以上，相当于从板厚的1/2位置至在表里方向分别为0.5mm为止的部位的板厚中央部具有以面积分率计为70％以上的下贝氏体。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)，各元素符号为含量(质量％)。

Description

耐磨钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于供给工程机械、造船、钢管、土木、建筑等的板厚大于30mm且为150mm以下的耐磨钢板，特别涉及钢板的表层部和截面部被暴露于冲击性的磨损环境时的耐冲击磨损特性优异的钢板及其制造方法。
背景技术
对于耐磨钢，为了使微观组织为马氏体单相组织而使耐磨性提高，一般增加固溶C量而使马氏体组织自身的硬度上升。但是，在这种情况下，钢板的冷裂纹敏感性、韧性变差。因此，开发了使低温韧性、韧性提高的耐磨钢。
例如，专利文献1涉及厚的高硬度高韧性耐磨钢及其制造方法，记载有为了在板厚方向得到均匀的高硬度和高韧性，对具有0.20～0.40％C-Si-Mn-低P-Nb-B系组成且含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Ca和REM中的一种或二种以上的钢进行再加热淬火，将板厚中央部的微观组织制成以ASTM的奥氏体粒度计为6个以上的马氏体主体组织。
专利文献2涉及耐磨钢板及其制造方法，记载有为了确保耐磨性和在低温区域的操作性，具有0.15～0.30％C-Si-Mn-低P、S-Nb系组成且为满足由Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti和B中的一种或二种以上的元素构成的参数式的组成，减小钢板表层部与内部的硬度差，并且使得-40℃时的夏比吸收能为27J以上。
专利文献3涉及低温韧性优异的耐磨钢板及其制造方法，记载有对具有0.23～0.35％C-Si-Mn-低P、S-Nb-Ti-B系组成且具有满足由Cu、Ni、Cr、Mo和V中的一种或二种以上的元素构成的参数式的组成的钢进行再加热淬火，将微观组织制成粒径为15μm以下的马氏体主体组织，使得耐磨性和-20℃时的夏比吸收能为27J以上。
专利文献4涉及低温韧性优异的耐磨钢板及其制造方法，记载有对具有0.23～0.35％C-Si-Mn-低P、S-Cr-Mo-Nb-Ti-B-REM系组成且具有满足由Cu、Ni和V中的一种或二种以上的元素构成的参数式的组成的钢进行轧制后，直接淬火，将微观组织制成粒径为25μm以下的马氏体主体组织，使得耐磨性和-20℃时的夏比吸收能为27J以上。
专利文献
专利文献1：日本专利第3273404号公报
专利文献2：日本专利第4238832号公报
专利文献3：日本专利第4259145号公报
专利文献4：日本专利第4645307号公报
发明内容
然而，在工程机械、造船、钢管、土木、建筑等的钢铁结构物、机械、装置等中使用热轧钢板时，有时要求耐冲击磨损特性。所谓磨损是在机械、装置等的运转的部位因钢材彼此或与岩石等异种材料的持续接触而导致钢材表层部被削掉的现象。另一方面，所谓冲击磨损是例如像钢材被用于球磨机的衬垫材料时那样，成为以高的负荷碰撞高硬度的异种材料的环境，钢材侧的碰撞面受到重复的塑性变形而脆化后，与裂纹发生、连结同时产生的磨损现象，特征在于与通常的磨损相比易于发展。
此外，具有C量高的马氏体组织的钢材受到冲击性的反复负荷时，形成被称为白色层的极其硬质且脆的微观组织。其结果，钢材的白色层部分发生脆性剥离，无法得到充分的耐冲击磨损性，在韧性更低时，有可能以白色层为起点而发生脆性破坏。
若钢材的耐冲击磨损特性差，则不仅成为机械、装置的故障的原因，也有无法维持作为结构物的强度大的危险性，因此高频率的磨损部位的修补、更换是不可避免的。因此，对于在冲击性的环境中被应用于磨损的部位的钢材，强烈地要求耐冲击磨损特性的提高。另外，由于大多在机械、装置等中要求耐冲击磨损特性，因此要求在钢板的表层部和截面部具备该耐冲击磨损特性。
然而，专利文献1中对于受到冲击负荷时的耐磨性能没有加以考虑，尤其是担心板厚中央部发生由高C的马氏体组织的白色层生成导致的耐冲击磨损性的下降、脆性破坏。
此外，专利文献2中对于受到冲击负荷时的耐磨性能也没有加以考虑，未能改善钢板的表层部和截面部的耐冲击磨损特性。专利文献3、4中对受到冲击负荷时的耐磨性能也没有加以记载，尤其是在板厚中央部中，在高C的马氏体组织中，由白色层生成所致的耐冲击磨损性的下降、脆性断裂的发生是不可避免的。另外，由于大多在机械、装置等中使用时要求耐冲击磨损特性，因此要求在钢板的表层部和截面部具备该耐冲击磨损特性。
因此，本发明的目的是提供一种钢板的表层部和截面部的耐冲击磨损特性优异的耐磨钢板及其制造方法。这里，表层部是指从钢材表面至深度为1mm为止的部位。
本发明的发明人等以耐磨钢板为对象，为了在钢板的表层部和截面部均可得到优异的耐冲击磨损特性且可得到作为钢板的优异的韧性，对决定钢板的化学成分、制造方法和微观组织的各种主要因素进行了深入研究，其结果，得到以下发现。
I.钢板表层部被暴露于冲击性的磨损环境时，为了确保优异的耐冲击磨损特性，需要确保表层部的布氏硬度为450HBW10/3000以上。此外，为了得到该布氏硬度，重要的是通过严格地管理钢板的化学组成以及淬透性指数来确保淬透性并使得钢板表层部为马氏体组织。钢板表层部优选为100％马氏体组织，但是只要是以面积分率计为90％以上的马氏体组织就足够。除马氏体以外，还有可能含有下贝氏体、上贝氏体、渗碳体、珠光体、铁素体、残余奥氏体、或Mo、Ti、Cr等的碳化物等，但是若能够确保这些除马氏体以外的组织的合计以面积分率计为10％以下且表层部的布氏硬度为450HBW10/3000以上，则可得到充分的耐冲击磨损特性。
II.为了确保钢板截面部的耐冲击磨损特性，尤其重要的是改善在板厚中央部的耐冲击磨损特性。在板厚中央部，由于中心偏析而导致C、Mn、P、S等元素浓化，因此易于成为硬度高的高C马氏体组织，而且易于生成MnS等非金属夹杂物。通过减少中心偏析、非金属夹杂物，并且将板厚中央部的微观组织制成下贝氏体主体，在板厚中央部的耐冲击磨损特性提高。这是因为使耐冲击磨损性下降的介由非金属夹杂物的白色层的生成被抑制，由此也防止以白色层的剥离、龟裂为起点的裂纹的产生。这里，板厚中央部是指以板厚的1/2位置为基准向表里方向分别为0.5mm为止的区域。
本发明是对得到的发现进一步加以研究而作出的。
即，本发明是：
1.一种耐磨钢板，其特征在于，具有如下钢组成：以质量％计，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、Al：0.06％以下和N：0.007％以下，进一步含有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％以下中的一种或二种以上，由(1)式表示的DI*为100～250，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
相当于从钢板表面至深度为1mm为止的部位的表层部具有以面积分率计为90％以上的马氏体，该钢板表面的布氏硬度为450HBW10/3000以上，相当于从该钢板的板厚的1/2位置至在表里方向分别为0.5mm为止的部位的板厚中央部具有以面积分率计为70％以上的平均结晶粒径为25μm以下的下贝氏体。
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)
各元素符号为含量(质量％)
2.如上述1所述的耐冲击磨损特性优异的耐磨钢板，其特征在于，上述钢组成以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.025％、V：0.01～0.1％和Ti：0.005～0.03％中的一种或二种以上。
3.如上述1或2所述的耐冲击磨损特性优异的耐磨钢板，其特征在于，上述钢组成以质量％计进一步含有REM：0.02％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下中的一种或二种以上。
4.一种耐磨钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1～3中任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，进行热轧，空气冷却至室温，其后，将得到的钢板再加热至Ac3～950℃，进行淬火。
5.一种耐磨钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1～3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后，将得到的钢板从Ar3～950℃的温度起进行淬火。
6.如上述5所述的耐磨钢板的制造方法，其特征在于，上述淬火后，将所述钢板进一步再加热至Ac3～950℃，进行淬火。
根据本发明，可得到表层部和截面部的耐冲击磨损特性优异的耐磨钢板，非常有助于在钢结构物制作时提高制造效率、安全性，在产业上发挥显著的效果。
附图说明
图1是用于说明冲击磨损试验片的采集位置的图。
图2是用于说明冲击磨损试验机的图。
具体实施方式
本发明中对成分组成和微观组织进行规定。
[成分组成]
以下说明中％为质量％。
C：0.25～0.33％
C是用于提高马氏体的硬度且提高淬透性而在板厚中央部作为规定的组织而确保优异的耐磨性的重要元素，为了得到其效果，需要含有0.25％以上。另一方面，若含有量大于0.33％，则不仅焊接性变差，而且受到冲击性的反复负荷时易于生成白色层，促进由剥离所致的磨损或裂纹的产生而耐冲击磨损特性变差。因此，限定于0.25～0.33％的范围内。优选为0.26～0.31％。
Si：0.1～1.0％
Si作为脱氧材料而发挥作用，不仅在制钢上是必要的，而且具有固溶在钢中而通过固溶强化使钢板高硬度化的效果。为了得到这种效果，需要含有0.1％以上。另一方面，若含有量大于1.0％，则焊接性和韧性显著变差，因此限定于0.1～1.0％的范围内。优选为0.2～0.8％。
Mn：0.40～1.3％
Mn具有使钢的淬透性增加的效果，为了确保母材的硬度，需要为0.40％以上。另一方面，若含有的Mn大于1.3％，则不仅母材的韧性、延展性和焊接性变差，而且在中心偏析部助长P的粒界偏析，助长延迟破坏的产生。此外，在板厚中央部生成的MnS的量增加，并且变得粗大，钢板截面部被暴露于冲击性的磨损环境时，在MnS附近应力集中，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.40～1.3％的范围内。优选为0.50～1.2％。
P：0.010％以下
若含有的P大于0.010％，则在粒界偏析，成为延迟破坏的发生起点，并且使韧性变差。因此，将0.010％设为含量的上限，优选尽可能减少。应予说明，过度的P减少使精炼成本高涨，在经济上是不利的，因此优选设为0.002％以上。
S：0.004％以下
S不仅使母材的低温韧性、延展性变差，而且在板厚中央部生成的MnS的量增加并且变得粗大，钢板截面部被暴露于冲击性的磨损环境时，在MnS附近应力集中，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，优选将0.004％作为上限而减少。
Al：0.06％以下
Al作为脱氧剂而发挥作用，在钢板的钢水脱酸工艺中最通用地使用。此外，通过将钢中的固溶N固定而形成AlN，具有抑制晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制由固溶N减少所致的韧性变差和延迟破坏的产生的效果。另一方面，若含有的Al大于0.06％，则在板厚中央部生成的AlN和Al2O3的量增加，并且变得粗大，钢板截面部被暴露于冲击性的磨损环境时，在AlN和Al2O3附近应力集中，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.06％以下。
N：0.007％以下
N作为不可避免的杂质而含于钢中，若含有量大于0.007％，则在板厚中央部生成的AlN的量增加，并且变得粗大，钢板截面部被暴露于冲击性的磨损环境时，在AlN附近应力集中，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.007％以下。
Cu、Ni、Cr、Mo、W和B中的一种或二种以上
Cu、Ni、Cr、Mo、W和B均为提高淬透性并有助于提高钢的硬度的元素，可以对应于所希望的强度而适当含有。
添加Cu时，优选将含量设为0.05％以上，但若大于1.5％，则产生热脆性而钢板的表面性状变差，因此设为1.5％以下。
添加Ni时，优选将含量设为0.05％以上，但若大于2.0％，则效果饱和，在经济上不利，因此设为2.0％以下。
添加Cr时，优选设为0.05％以上，但若大于3.0％，则韧性和焊接性下降，因此设为3.0％以下。
Mo是使淬透性显著地增加并对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这种效果，优选将含量设为0.05％以上，但若大于1.5％，则对母材韧性、延展性和耐焊接裂纹性产生不良影响，因此设为1.5％以下。
W是使淬透性显著地增加并对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这种效果，优选将含量设为0.05％以上，但若大于1.5％，则对母材韧性、延展性和耐焊接裂纹性产生不良影响，因此设为1.5％以下。
B是以微量的添加而使淬透性显著地增加并对母材的高硬度化有效的元素。为了得到这种效果，优选将含量设为0.0003％以上，但若大于0.0030％，则对母材韧性、延展性和耐焊接裂纹性产生不良影响，因此设为0.0030％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)：100～250
DI*是为了使母材的表层部的90％以上为马氏体且使板厚中央部的组织为以面积分率计为70％以上的下贝氏体而具有优异的耐磨性而规定的值，因此将DI*的值设为100～250。小于100时，从板厚表层开始的淬火深度变浅，无法在板厚中央部得到所希望的微观组织，作为耐磨钢的寿命变短。另一方面，若大于250，则韧性、延迟破坏特性显著变差。因此，设为100～250的范围。优选设为120～230的范围。
以上为本发明的基本成分组成，将剩余部分设为Fe和不可避免的杂质。
此外，本发明中，为了进一步提高特性，除上述基本成分体系以外，还可以含有Nb、V、Ti、REM、Ca和Mg中的一种或二种以上。
Nb：0.005～0.025％
Nb是作为碳氮化物析出而使得微观组织微细化，并且将固溶N固定而兼备改善韧性和抑制延迟破坏的产生的效果的元素。为了得到这种效果，需要0.005％以上的含量。另一方面，若含有量大于0.025％，则析出粗大的碳氮化物，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.005～0.025％的范围内。
V：0.01～0.1％
V是作为碳氮化物析出而使得微观组织微细化，并且将固溶N固定而兼备改善韧性和抑制延迟破坏的产生的效果的元素。为了得到这种效果，需要0.01％以上的含量。另一方面，若含有量大于0.1％，则析出粗大的碳氮化物，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.01～0.1％的范围内。
Ti：0.005～0.03％
Ti通过将固溶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减少所致的韧性变差和延迟破坏的产生的效果。为了得到这些效果，需要0.005％以上的含量。另一方面，若含有量大于0.03％，则析出粗大的碳氮化物，促进白色层的生成，耐冲击磨损性变差。因此，限定于0.005～0.03％的范围内。
REM、Ca和Mg均有助于提高韧性，根据所希望的特性而选择地添加。
添加REM时，优选将含量设为0.002％以上，但由于即使大于0.02％，效果也会饱和，因此以0.02％为上限。
添加Ca时，优选将含量设为0.0005％以上，但由于即使大于0.005％，效果也会饱和，因此以0.005％为上限。
添加Mg时，优选将含量设为0.001％以上，但由于即使大于0.005％，效果也会饱和，因此以0.005％为上限。
[微观组织]
本发明中，为了使截面部的耐冲击磨损特性提高，对于在从钢板的板厚的1/2位置至在表里方向分别为0.5mm为止的部位即板厚中央部的钢板的微观组织，具有以面积分率计为70％以上的平均结晶粒径以等效圆直径计为25μm以下的下贝氏体。
这里，若平均结晶粒径以等效圆直径计大于25μm，则导致韧性的下降、延迟破坏的产生。此外，若含有马氏体作为除下贝氏体以外的组织，则介由非金属夹杂物等的存在，助长白色层的生成，裂纹产生，耐冲击磨损性变差，但若为10％以下，则可以忽略其影响。此外，存在上贝氏体、铁素体、珠光体等时，硬度下降，耐冲击磨损性变差，但若为20％以下，则可以忽略其影响。
此外，相当于从上述钢材表面至深度1mm为止的部位的表层部从耐冲击磨损特性的观点出发，具有以面积分率计为90％以上的马氏体组织。通过形成90％以上的马氏体组织且使钢板的表面硬度以布氏硬度计为450HBW10/3000以上，可以确保优异的耐冲击磨损特性。应予说明，微观组织的观察方法在实施例中详细地说明。
[钢板表层部的硬度]
钢板的表面硬度以布氏硬度计小于450HBW10/3000时，耐冲击磨损特性不充分，作为耐磨钢的寿命变短。因此，将表面硬度设为以布氏硬度计450HBW10/3000以上。
[耐磨钢板的制造方法]
本发明所涉及的耐磨钢能够通过以下制造条件制造。
说明中，与温度相关的“℃”表示是指在板厚的1/2位置处的温度。
首先，将上述组成的钢水通过公知的熔炼方法熔炼，例如，通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法等，得到规定尺寸的板坯等钢原材料。
得到的钢原料在不进行冷却而刚刚铸造后、或在暂时冷却后立即再加热至1000～1200℃，其后，热轧而制成所希望的板厚的钢板。再加热温度小于1000℃时，热轧时的变形阻力变高，无法获得大的每道次的压下量，因此轧制道次数增加，导致轧制效率的下降，并且有时无法压接钢原料(板坯)中的铸造缺陷。另一方面，若再加热温度大于1200℃，则由于加热时的污垢(scale)，容易产生表面瑕疵，轧制后的加工负担增大。因此，将钢原料的再加热温度设为1000～1200℃的范围。
对被再加热的钢原料施行热轧，直至成为目标板厚为止。热轧条件只要满足作为目标的板厚和形状即可，其条件没有特别的限定。但是，在板厚大于70mm的极厚钢板的情况下，为了孔压接，优选每道次的压下率为15％以上的轧制道次确保至少1道次以上。轧制结束温度优选设为Ar3以上。
轧制结束温度小于Ar3时，变形阻力变高，因此轧制负荷增大，对轧制机的负担变大，为了使厚钢板下降至Ar3以下的轧制温度，需要在轧制中途待机，显著地阻碍生产率。
热轧结束后，空气冷却，进行再加热淬火处理，或热轧结束后立刻进行直接淬火。
轧制结束后进行再加热淬火处理时，再加热至Ac3～950℃，保持一定时间后，进行淬火。若加热温度大于950℃，则钢板表面性状变差，并且结晶粒粗大化，韧性和延迟破坏特性变差。
保持时间没有特别的规定，若大于1hr，则因奥氏体粒的粗大化而导致母材的韧性变差，因此优选为1hr以内，若热处理炉内的均热良好，则可以短时间保持。应予说明，Ac3(℃)例如可以使用以下定义的关系式输入钢材的各成分的含有值而导出：
Ac3＝854-180C+44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr
(元素符号表示钢材中的各元素的含量(质量％))
轧制结束后进行直接淬火时，在Ar3以上的温度区域进行热轧，轧制结束后，从Ar3～950℃开始淬火。
Ar3(℃)例如可以使用以下定义的关系式输入钢材的各成分的含有值而导出：
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
(元素符号表示钢材中的各元素的含量(质量％))
淬火可以对钢板表面喷射高压的高速水流而进行，也可以将钢板浸渍于水中而进行。这种情况的板厚1/2位置处的冷却速度在板厚为35mm时为20℃/s左右，在板厚为50mm时为10℃/s左右，在板厚为70mm时为3℃/s左右。若为该程度的冷却速度，则可以将板厚中央部制成下贝氏体以面积分率计为70％以上的组织。另外，板厚为30mm以下时，若通过水冷进行淬火，则冷却速度变得过大，无法将板厚中央部制成下贝氏体以面积分率计为70％以上的组织。
也可以对热轧、直接淬火后的钢板进一步施行再加热至Ac3～950℃的再加热淬火处理。厚钢板内的组织被进一步均质化和微细化，母材的强度、韧性提高。
实施例
以下，对实施例进行说明。
通过转炉-取锅精炼-连续铸造法，将制备成表1所示的各种成分组成的钢板坯以表2所示的条件加热至1000～1200℃后，施行热轧，对一部分钢板在轧制后立即进行直接淬火(DQ)。对经过直接淬火(DQ)的一部分钢板再加热至900℃后进行淬火(RQ)。此外，对热轧、冷却后的一部分钢板再加热至900℃后进行淬火(RQ)。
对得到的钢板以下述要点实施组织观察、表面硬度测定、母材韧性、冲击磨损试验。
从各钢板采集试验片，在与轧制方向为平行方向的截面的板厚方向的板厚(t)的1/2的位置，利用光学显微镜和透射型电子显微镜观察组织，求出组织分率(下贝氏体分率)和旧奥氏体粒(旧γ粒)的平均粒径。下贝氏体未伴随长距离扩散地从奥氏体进行相变，因此下贝氏体的粒径与旧奥氏体粒径相同。此外，下贝氏体与马氏体大致能够使用光学显微镜，详细而言使用透射型电子显微镜，通过渗碳体的析出形态的差异来判别。
表面硬度测定是按照JIS Z2243(1998)测定表层下的表面硬度。测定使用直径为10mm的钨硬球，负荷设为3000kgf。
从各钢板的板厚(t)的1/4处的位置的与轧制方向垂直的方向，按照JIS Z 2202(1998年)的规定提取V形缺口试验片，按照JIS Z 2242(1998年)的规定对各钢板在各温度实施3个试样的夏比冲击试验，求出在0℃的吸收能，评价母材韧性。3个试样的吸收能(vE0)的平均值为30J以上时，评价为母材韧性优异的钢板。
冲击磨损试验是如图1所示从钢板表面和钢板截面的板厚(t)的1/2处采集10mm×25mm×75mm的试验片。将供试钢和SS400的试验片固定于图2所示的冲击磨损试验装置的转子，在滚筒内放入1500cm3的100％SiO2硅石(平均粒径30mm)并密封后，以转子转速600rpm、滚筒转速45rpm、转子总转数10000进行旋转。
以投影机观察试验结束后的试验片的表面，以没有长度为3mm以上的裂纹的钢板为裂纹性优异。进而，测定在试验前后的试验片重量的减少量。以(SS400的试验片的重量减少量)/(对象材的试验片的重量减少量)为耐磨损比，以在钢板表层部具有3.0以上、在板厚(t)的1/2截面部具有2.5以上的钢板为耐冲击磨损特性优异的钢板。
将得到的结果示于表3。
从表3可知，本发明例中，表面硬度具有450HBW10/3000以上，0℃的母材韧性具有30J以上，且冲击磨损试验中未产生裂纹，对SS400的耐磨损比在钢板表层部具有3.0以上、在1/2t截面部具有2.5以上。
另一方面，确认了在本发明范围外的比较例中，表面硬度、母材韧性和冲击磨损试验中的任一个或其多个无法满足目标性能。
[表1]
[表2]
[表2]
注：下划线为本发明的范围外
[表3]

Claims (6)

1.一种耐磨钢板，其特征在于，具有如下钢组成：以质量％计，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、Al：0.06％以下和N：0.007％以下，进一步含有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％以下中的一种或二种以上，由(1)式表示的DI*为100～250，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
相当于从钢板表面至深度为1mm为止的部位的表层部具有以面积分率计为90％以上的马氏体，该钢板表面的布氏硬度为450HBW10/3000以上，相当于从该钢板的板厚的1/2位置至在表里方向分别为0.5mm为止的部位的板厚中央部具有以面积分率计为70％以上的平均结晶粒径为25μm以下的下贝氏体，
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)，
各元素符号为含量，其单位为质量％。
2.如权利要求1所述的耐磨钢板，其特征在于，所述钢组成以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.025％、V：0.01～0.1％和Ti：0.005～0.03％中的一种或二种以上。
3.如权利要求1或2所述的耐磨钢板，其特征在于，所述钢组成以质量％计进一步含有REM：0.02％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下中的一种或二种以上。
4.一种耐磨钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3中任一项所述的钢组成的钢片加热至1000℃～1200℃后，进行热轧，空气冷却至室温，其后，将得到的钢板再加热至Ac3～950℃，进行淬火。
5.一种耐磨钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3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后，将得到的钢板从Ar3～950℃的温度起进行淬火。
6.如权利要求5所述的耐磨钢板的制造方法，其特征在于，所述淬火后，将所述钢板进一步再加热至Ac3～950℃，进行淬火。
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