CN115667561A - 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法 - Google Patents

耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115667561A
CN115667561A CN202180036194.9A CN202180036194A CN115667561A CN 115667561 A CN115667561 A CN 115667561A CN 202180036194 A CN202180036194 A CN 202180036194A CN 115667561 A CN115667561 A CN 115667561A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
wear
less
temperature
hardness
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.)
Pending
Application number
CN202180036194.9A
Other languages
English (en)
Inventor
木津谷茂树
末吉仁
横田智之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN115667561A publication Critical patent/CN115667561A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

本发明提供一种兼具优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性的耐磨损钢板。上述耐磨损钢板具有规定的成分组成，并且距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，距表面1mm的深度的圆当量直径为0.5μm以上的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为360HBW10/3000以上，距表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下，该宽度方向硬度差定义为在板宽度方向上以10mm间隔相邻的2点间的差。

Description

耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨损钢板(abrasion-resistant steel plate)，特别是涉及一种适用于在建设、土木以及矿山等领域中使用的工业机械、运输设备的部件用途的宽幅弯曲加工性优异的耐磨损钢板。另外，本发明涉及上述耐磨损钢板的制造方法。这里，宽幅弯曲加工性是指实际使用时成为课题的钢板宽度200mm以上的弯曲加工性。
背景技术
已知钢材的耐磨损性通过高硬度化而提高。因此，因沙土、岩石等而受到磨损的部件可以使用实施淬火等热处理而高硬度化的钢材。
例如专利文献1中记载了通过对具有规定的成分组成的钢材实施热轧而制成厚钢板，然后进行淬火来制造耐磨损厚钢板的方法。根据引用文献1记载的方法，通过控制C、合金元素和N的含量，可以得到淬火状态下具有340HB以上的硬度和高韧性，且焊接部的低温开裂性得到改善的耐磨损厚钢板。
另外，专利文献2中记载了通过对具有规定的成分组成的钢以900℃～Ar3相变点的温度实施压下率15％以上的热轧，接着，从Ar3相变点以上的温度直接淬火而制造耐磨损钢板的方法。根据引用文献2记载的方法，通过控制成分组成和淬火条件，从而能够容易地得到具有高硬度的耐磨损钢板。
专利文献1和2记载的上述技术中，通过提高硬度来提高耐磨损特性。另一方面，为了对各种形状的部件进行应用、减少焊接位置，对不仅耐磨损性而且弯曲加工性也优异的耐磨损钢的需要正在增加。
对于这样的需要，例如专利文献3中提出了以重量％计含有C：0.05～0.20％、Mn：0.50～2.5％以及Al：0.02～2.00％、马氏体的面积分率为5％～50％的耐磨损钢。根据专利文献3，通过将经热轧的钢加热到Ac1点与Ac3点之间的铁素体－奥氏体两相区温度后，进行快速冷却而控制马氏体的面积分率，由此得到加工性和焊接性优异的耐磨损钢。
另外，专利文献4中提出了对具有规定的成分组成的钢进行热轧后，立即冷却至Ms点±25℃，将上述冷却中断而重新加热到Ms点+50℃以上后，冷却至室温的耐磨损钢板的制造方法。根据引用文献4，由上述制造方法得到的钢板的从表面到深度5mm为止区域的最低硬度与该钢板的更内部的区域的最高硬度相比低40HV以上，其结果弯曲加工性提高。
并且，专利文献5中提出了将具有DI＊(淬透性指数)为60以上的规定的成分组成的钢进行热轧，接着以0.5～2℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域的耐磨损钢板的制造方法。根据专利文献5，由上述制造方法得到的耐磨损钢板中，平均粒径0.5～50μm以上的Ti系的碳化物析出400个/mm2以上，其结果不进行热处理的情况下得到兼具优异的耐磨损性和弯曲加工性的耐磨损钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭63－169359号公报
专利文献2：日本特开昭64－031928号公报
专利文献3：日本特开平07－090477号公报
专利文献4：日本特开2006－104489号公报
专利文献5：日本特开2008－169443号公报
发明内容
如专利文献3～5所记载，提高现有的耐磨损钢板的弯曲加工性的方法基于如下的想法：一边抑制钢板的基体相(基体)的硬度来确保弯曲加工性，一边通过微观组织的控制或者碳化物的析出来提高耐磨损性。因此，这些方法中，很难充分提高基体相的硬度，无法兼得耐磨损性和弯曲加工性。
另一方面，相对于耐磨损性的要求水准逐年高涨，因此寻求能够以高水准兼得耐磨损性和弯曲加工性这样的相反的特性的技术。
另外，在对耐磨损钢板进行加工而制造作为最终制品的土木建筑用机器用部件等时，通常在该耐磨损钢板的板宽度为200mm以上的条件下进行弯曲加工。通常板宽度越广越容易产生弯曲开裂，因此为了评价实际使用时的钢板的弯曲加工性，应使用板宽度200mm以上的钢板进行评价。然而，在上述的现有技术中，对于板宽度200mm以上的弯曲加工性没有考虑。
本发明为了解决上述的课题，目的在于提供一种兼具优异的耐磨损性和弯曲加工性这样的相反特性的耐磨损钢板。特别是涉及到上述弯曲加工性，目的在于提供一种在钢板宽度200mm以上的苛刻的条件下的弯曲加工性(以下，称为“宽幅弯曲加工性”)优异的耐磨损钢板。
本发明人等为了实现上述目的，研究了对耐磨损钢板的宽幅弯曲加工性产生影响的各种重要因素，其结果得到如下的(1)～(4)的情况。
(1)该耐磨损钢板表层部的硬度和延展性显著影响耐磨损钢板的弯曲加工性。
(2)特别是在耐磨损钢板存在局部的固化部或者软化部时，应变集中在软化部或者固化部周边，延展性降低，因此宽幅弯曲加工性降低。
(3)通过降低耐磨损钢板的硬度差，从而能够在不降低显著影响耐磨损性的基体相的硬度的情况下提高宽幅弯曲加工性。
(4)制造耐磨损钢板时，从奥氏体温度区域开始进行淬火，减小上述淬火时的钢板的宽度方向的冷却速度之差，能够降低耐磨损钢板的硬度差。
本发明鉴于以上的情况，进一步实施研究而完成。本发明的主旨如下。
1.一种耐磨损钢板，以质量％计具有如下的成分组成：含有C：0.20～0.45％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～2.0％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Cr：0.01～2.0％、Ti：0.10～1.00％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～0.06％和N：0.0100％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，距表面1mm的深度的圆当量直径(equivalent circular diameter)为0.5μm以上的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，
距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为360HBW 10/3000以上，
距表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下，该宽度方向硬度差定义为在板宽度方向上以10mm间隔相邻的2点间的差。
2.根据上述1所述的耐磨损钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.020％、W：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的耐磨损钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0200％中的1种或者2种以上。
4.一种耐磨损钢板的制造方法，将具有如下成分组成的钢坯材加热到Ac3相变点以上1300℃以下的加热温度，所述成分组成以质量％计含有C：0.20～0.45％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～2.0％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Cr：0.01～2.0％、Ti：0.10～1.00％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～0.06％和N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
将加热的上述钢坯材热轧而制成热轧钢板，
对上述热轧钢板实施淬火，
其中，上述淬火是：
(a)直接淬火，将上述热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度；或者，
(b)再加热淬火，将上述热轧钢板冷却，将上述冷却后的热轧钢板再加热至Ac3相变点以上950℃以下的再加热温度，将再加热后的上述热轧钢板从上述再加热温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度；
上述淬火的冷却过程中的上述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度之差以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度之差分别为5℃/秒以下。
5.根据上述4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述淬火的冷却停止温度小于(Mf点－100℃)，
上述淬火后，将经淬火的热轧钢板在(Mf点－80℃)～(Mf点+50℃)的回火温度下进行回火。
6.根据上述5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述回火中，在上述回火温度下保持60秒以上。
7.根据上述5或6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述回火中的平均升温速度为2℃/秒以上。
8.根据上述4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述淬火中的冷却停止温度为Mf点以下且(Mf点－100℃)以上，
上述淬火后，将经淬火的热轧钢板进行空冷。
9.根据上述4～8中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.020％、W：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。
10.根据上述4～9中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0200％中的1种或2种以上。
根据本发明，能够制造兼具优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性的耐磨损钢板。根据本发明，能够在不降低影响耐磨损性的硬度的情况下实现优异的宽幅弯曲加工性，因此也能够应对近年来的耐磨损性的高要求水准。因此，本申请发明的耐磨损钢板能够极其适合用作建设、土木和矿山等领域中使用的工业机械、运输设备的部件用的材料。
具体实施方式
以下，对实施本发明的方法具体进行说明。应予说明，以下的说明表示本发明的优选的实施方式的例子，本发明并不限于此。
[成分组成]
在本发明中，耐磨损钢板及其制造中使用的钢坯材具有上述成分组成很重要。因此，首先，在本发明中对如上限定钢的成分组成的理由进行说明。应予说明，涉及成分组成的“％”只要没有特别说明，是指“质量％”。
C：0.20～0.45％
C是提高基体相的硬度、提高耐磨损性的元素。为了得到该效果，将C含量设为0.20％以上。C含量优选为0.25％以上。另一方面，若C含量超过0.45％，则基体相的硬度大幅提高，宽幅弯曲加工性降低。另外，若C含量超过0.45％，则焊接性也降低。因此，C含量为0.45％以下。C含量优选为0.40％以下。
Si：0.10～1.00％
Si是作为脱氧剂发挥作用的元素。另外，Si具有因在钢中固溶强化而提升基体相的硬度的效果。在Si含量小于0.10％的情况下，得不到充分的脱氧效果，夹杂物量增加，延展性降低，因此宽幅弯曲加工性劣化。因此，将Si含量设为0.10％以上。Si含量更优选为0.20％以上。另一方面，若Si含量超过1.00％，则夹杂物量增加，延展性降低，其结果是宽幅弯曲加工性降低。因此，将Si含量设为1.00％以下。Si含量优选为0.80％以下，更优选为0.60％以下。
Mn：0.50～2.00％
Mn是提高基体相的硬度、提高耐磨损性的元素。在Mn含量小于0.50％的情况下，淬透性不足，得不到均匀的硬度。因此，将Mn含量设为0.50％以上。Mn含量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上。另一方面，若Mn含量超过2.00％，则硬度差增大，其结果宽幅弯曲加工性降低。因此，Mn含量为2.00％以下。Mn含量优选为1.80％以下，更优选为1.60％以下。
P：0.020％以下
P是作为不可避免的杂质含有的元素，产生在晶界偏析而成为破坏的起点等负面影响。因此，优选尽可能降低P含量，只要为0.020％以下则可被允许。应予说明，P含量的下限没有特别限定，减少到小于0.001％在产业规模的制造上很难，因此从生产率的观点考虑，优选将P含量设为0.001％以上。
S：0.010％以下
S是作为不可避免的杂质含有的元素，是作为MnS等硫化物系夹杂物在钢中存在，导致成为破坏的产生起点等负面影响的元素。因此，优选尽可能降低S含量，但只要为0.010％以下就可以被允许。应予说明，S含量的下限没有特别限定，但减少到小于0.0001％时在产业规模的制造中很难，因此从生产率的观点考虑优选将S含量设为0.0001％以上。
Cr：0.01～2.0％
Cr是具有提高钢的淬透性的作用的元素。通过添加Cr，能够使淬火后的钢的硬度提高，其结果提高耐磨损性。为了得到上述效果，需要将Cr含量设为0.01％以上。因此，Cr含量为0.01％以上，优选为0.05％以上。另一方面，若Cr含量超过2.0％，则Cr的添加效果饱和，焊接性降低。因此，Cr含量为2.0％以下，优选为1.8％以下。
Ti：0.10～1.00％
Ti是具有与C形成碳化物而析出的性质的元素。作为Ti的碳化物的TiC具有高硬度，因此能够通过使TiC析出来提高钢板的耐磨损性。然而，若Ti含量小于0.10％，则无法有效地形成TiC。因此，将Ti含量设为0.10％以上。Ti含量优选为0.15％以上。另一方面，若Ti含量超过1.00％，则TiC过量，使钢板的宽幅弯曲加工性降低，并且成本增加。因此，Ti含量为1.00％以下。Ti含量优选为0.9％以下。
B：0.0003～0.0100％
B是具有通过极微量的添加来显著提高淬透性，由此提高钢板的硬度的效果的元素。为了得到上述效果，将B含量设为0.0003％以上。另一方面，若B含量超过0.0100％，则由于硼化物等析出，反而使淬透性降低，其结果导致钢板的硬度降低。因此，B含量为0.0100％以下。B含量优选为0.0050％以下。
Al：0.01～0.06％
Al是具有作为脱氧剂发挥作用，并且通过形成氮化物而使晶粒微细化、提高延展性的作用的元素。若Al含量小于0.01％，则延展性降低，其结果宽幅弯曲加工性劣化。因此，将Al含量设为0.01％以上。另一方面，若Al含量超过0.06％，则过量地形成氮化物，表面缺陷的产生增加。另外，若Al含量超过0.06％，则氧化物系夹杂物增大，延展性降低，其结果宽幅弯曲加工性降低。因此，Al含量为0.06％以下。应予说明，Al含量优选为0.05％以下，更优选为0.04％以下。
N：0.0100％以下
N是作为不可避免的杂质含有的元素，形成氮化物等而有助于晶粒的细粒化。然而，若过度地形成析出物，则延展性降低，宽幅弯曲加工性降低。因此，将N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0060％以下，更优选为0.0040％以下。应予说明，N含量的下限没有特别限定，在产业的规模的制造上很难减少到小于0.0010％，因此从生产率的观点考虑，优选将N含量设为0.0010％以上。
本发明的一个实施方式的耐磨损钢板和钢坯材具有由以上的成分和剩余部分的Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
另外，在本发明的其它的实施方式中，上述成分组成可以任意地进一步含有选自Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.020％、W：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的1种或者2种以上。
Cu：0.01～0.5％
Cu是提高淬透性的元素，可以为了进一步提高硬度而任意地添加。在添加Cu的情况下，为了得到上述效果，将Cu含量设为0.01％以上。另一方面，若Cu含量超过0.5％，则容易产生表面缺陷等，制造性降低，合金成本增加。因此，在添加Cu的情况下，将Cu含量设为0.5％以下。
Ni：0.01～3.0％
Ni是提高淬透性的元素，可以为了进一步提高硬度而任意地添加。在添加Ni的情况下，为了得到上述效果，将Ni含量设为0.01％以上。另一方面，若Ni含量超过3.0％，则导致合金成本增加。因此，在添加Ni的情况下，Ni含量为3.0％以下。
Mo：0.1～1.0％
Mo是提高淬透性的元素，可以为了进一步提高硬度而任意地添加。在添加Mo的情况下，为了得到该效果，将Mo含量设为0.1％以上。另一方面，若Mo含量超过1.0％，则导致焊接性的劣化、合金成本的增加。因此，在添加Mo的情况下，将Mo含量设为1.0％以下。
V：0.01～0.10％
V是提高淬透性的元素，可以为了进一步提高硬度而任意地添加。另外，V是通过作为VN析出而对减少固溶N有效的元素。在添加V的情况下，为了得到上述效果，将V含量设为0.01％以上。另一方面，如果添加超过0.10％，则由于硬质的VC的析出，延展性降低。因此，在添加V的情况下，V含量为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
Nb：0.005～0.020％
Nb是增加基体相的硬度，有助于耐磨损性的进一步提高的元素。另外，Nb形成碳氮化物，使原始奥氏体晶粒微细化。在添加Nb的情况下，为了得到上述效果，将Nb含量设为0.005％以上，优选为0.007％以上。另一方面，若Nb含量超过0.020％，则NbC大量析出，延展性降低，其结果宽幅弯曲加工性降低。因此，在添加Nb的情况下，将Nb含量设为0.020％以下。Nb含量优选为0.018％以下。
W：0.01～0.5％
W与Mo同样地是提高淬透性的元素，可以任意地添加。在添加W的情况下，为了得到上述效果，将W含量设为0.01％以上。另一方面，若W含量超过0.5％，则导致合金成本增加。因此，在添加W的情况下，将W含量设为0.5％以下。
Co：0.01～0.5％
Co是提高淬透性的元素，可以任意地添加。在添加Co的情况下，为了得到上述效果，将Co含量设为0.01％以上。另一方面，若Co含量超过0.5％，则导致合金成本增加，因此在添加Co的情况下，将Co含量设为0.5％以下。
另外，在本发明的其它的实施方式中，上述成分组成可以任意地进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0200％中的1种或者2种以上。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是对硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素，可以任意地添加。为了发挥其效果，需要添加0.0005％以上。因此，在添加Ca的情况下，将Ca含量设为0.0005％以上。另一方面，若添加超过0.0050％，则会因钢中的夹杂物量增大而导致延展性的降低，宽幅弯曲加工性降低。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量设为0.0050％以下，优选为0.0025％以下。
Mg：0.0005～0.0100％
Mg是在高温下形成稳定的氧化物，有效地抑制原始奥氏体晶粒的粗大化、提高延展性的元素。为了发挥其效果，需要添加0.0005％以上。因此，在添加Mg的情况下，将Mg含量设为0.0005％以上。另一方面，若添加超过0.0100％，则会因钢中的夹杂物量增大而导致延展性的降低，宽幅弯曲加工性降低。因此，在含有Mg的情况下，将Mg含量设为0.0100％以下，优选为0.0050％以下。
REM：0.0005～0.0200％
REM(稀土金属)与Ca同样地具有在钢中形成氧化物和硫化物而改善材质的效果，为了得到该效果，需要添加0.0005％以上。因此，在添加REM的情况下，将REM含量设为0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0200％，该效果也饱和。因此，在含有REM的情况下，将REM含量设为0.0200％以下，优选为0.0100％以下。
[微观组织]
马氏体的体积率：90％以上
在本发明中，将距耐磨损钢板的表面1mm的深度的马氏体的体积率设为90％以上。若马氏体的体积率小于90％，则耐磨损钢板的基体组织的硬度降低，因此耐磨损性劣化。因此，将马氏体的体积率设为90％以上。另一方面，马氏体的体积率越高越好，该体积率的上限没有特别限定，可以为100％。上述马氏体的体积率可以利用实施例记载的方法进行测定。
如果马氏体的体积率为90％以上，则与剩余部分的组织无关，能够得到所希望的耐磨损性，因此马氏体以外的剩余部分组织没有特别限定，可以为任意的组织。剩余部分的组织例如可以为选自铁素体、珠光体、奥氏体以及贝氏体中的1种或者2种以上。
具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度：400个/mm2以上
在本发明的耐磨损钢板中，通过控制钢的成分组成和组织，并且使粗大的TiC析出来提高耐磨损性。TiC由于为硬质，因此具有提高耐磨损性的效果，但若是大小小于0.5μm的TiC，则无法得到充分的耐磨损性提高效果。另外，即使在大小为0.5μm以上的TiC析出的情况下，该TiC的个数密度(每1mm2的个数)小于400个/mm2时，几乎得不到耐磨损性提高效果。因此，将具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度设为400个/mm2以上。另一方面，上述个数密度的上限没有特别限定，通常为5000个/mm2以下。应予说明，上述TiC析出物中也包含TiC与TiN、TiS的复合夹杂物。上述个数密度是距耐磨损钢板的表面1mm的深度的位置的值。另外，这里，TiC析出物的“大小”是TiC析出物的圆当量直径。上述个数密度可以利用实施例记载的方法进行测定。
[硬度]
布氏硬度：360HBW 10/3000以上
本申请发明的耐磨损钢板具有上述成分组成，除此之外，距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为360HBW 10/3000以上。以下说明表面硬度的限定理由。
钢板的耐磨损性通过提高钢板的表层部的硬度来提高。距钢板的表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计小于360HBW时，无法得到充分的耐磨损性，使用时的寿命变短。因此，将距钢板的表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计设为360HBW以上。应予说明，这里，上述布氏硬度是指使用直径10mm的钨硬球以载荷3000kgf测定的板宽度的1/4位置的值(HBW 10/3000)。
[宽度方向硬度差]
宽度方向硬度差：30Hv10以下
在耐磨损钢板存在局部的固化部或软化部的情况下，应变集中在软化部或者固化部周边，延展性降低，因此无法得到优异的宽幅弯曲加工性。因此，在本发明中，将距耐磨损钢板的表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计设为30Hv10以下，该宽度方向硬度差定义为在板宽度方向上以10mm间隔相邻的2点间的差。通过将硬度差设为上述的范围，即使在宽幅的弯曲加工时，也能够得到良好的弯曲特性。另外，通常钢板由于一边在长边方向(轧制方向)移动一边制造，因此如果在宽度方向(轧制正交方向)保持均匀性，则长边方向也变得均匀。
上述宽度方向硬度差可以通过在距耐磨损钢板的表面1mm深度的位置，在宽度方向上以10mm间隔进行维氏硬度测定，求出相邻的测定点间的硬度之差来进行评价。宽度方向硬度差为30Hv10以下是指全部的相邻的2点间的硬度差为30Hv10以下，换言之，相邻的2点间的硬度差的最大值为30Hv10以下。
应予说明，耐磨损钢板的切断通常可以使用气体切割、等离子体切割以及激光切割等热切割。在被热切割的耐磨损钢板中，端部的硬度由于切割时的热的影响而发生变化。因此，在上述宽度方向的硬度差的测定中，从测定对象中排除耐磨损钢板的端部的热影响部。更具体而言，能够在耐磨损钢板的宽度方向的不包括单侧附近50mm的范围的范围内，在宽度方向以10mm间隔进行维氏硬度测定，求出宽度方向的硬度差。
若以大于10mm的间隔进行测定，则无法检测成为使弯曲加工性劣化的原因的硬度变化。另一方面，虽然缩短测定间隔时硬度变化的检测精度提高，但测定点数变得巨大。另外，如后述的实施例中所示，可以通过控制以10mm间隔测定的硬度差，确认得到实际优异的性能。由于以上的理由，将测定间隔设为10mm。
[板厚]
本发明的耐磨损钢板的板厚不特别限定，可以为任意的板厚。然而，对板厚为4～60mm的耐磨损钢板特别要求宽幅弯曲加工性，因此优选将耐磨损钢板的板厚设为4～60mm。
[制造方法]
接下来，对本发明的一个实施方式的耐磨损钢板的制造方法进行说明。本发明的耐磨损钢板可以通过将具有上述的成分组成的钢坯材加热，进行热轧后，在后述的条件下进行包含淬火的热处理而制造。
[钢坯材]
作为上述钢坯材，可以使用任意形态的材料。上述钢坯材例如可以为钢坯。
钢坯材的制造方法没有特别限定，例如可以通过常规方法将具有上述成分组成的钢水熔炼，进行铸造而制造。上述熔炼可以通过转炉、电炉、感应炉等任意的方法进行。另外，上述铸造从生产率的观点考虑优选利用连续铸造法进行，但可以利用铸锭法进行。
[加热]
将上述钢坯材在热轧之前加热到加热温度。上述加热可以对由铸造等方法得到的钢坯材暂时冷却后进行，另外，可以不对得到的钢坯材进行冷却而直接加热。
加热温度：Ac3相变点以上1300℃以下
若上述加热温度小于Ac3相变点，则在加热后的钢板的微观组织中包含铁素体相，因此不仅无法在淬火后得到充分的硬度，而且无法使微观组织均匀。因此，上述加热温度为Ac3相变点以上。另一方面，若上述加热温度比1300℃高，则加热时需要过多的能量，因此制造性降低。因此，上述加热温度为1300℃以下，优选为1250℃以下，更优选为1200℃以下，进一步优选为1150℃以下。
此外，Ac3相变点可以通过下述式求出。
Ac3(℃)＝912.0－230.5×C+31.6×Si－20.4×Mn－39.8×Cu－18.1×Ni－14.8×Cr+16.8×Mo
(其中，上述式中的元素符号是以质量％表示的各元素的含量，不含有的元素的含量为0。)
[热轧]
接着，对上述加热的钢坯材进行热轧而制成热轧钢板。上述热轧的条件没有特别限定，可以根据常规方法进行。在本发明中，在热轧后的热处理过程中控制钢板的硬度等，因此热轧的条件没有特别限定。然而，从使钢坯材的变形阻力降低，减少对轧机的负荷的观点考虑，优选将轧制结束温度设为750℃以上，更优选设为800℃以上，进一步优选为850℃以上。另一方面，从防止奥氏体晶粒的显著粗大化和由此引起的热处理后的延展性的降低的观点考虑，优选将轧制结束温度设为1000℃以下，更优选设为950℃以下。
在本发明中，对上述热轧钢板实施包含淬火的热处理。上述热处理可以利用以下所述的2种实施方式中的任一方法进行。应予说明，在以下的说明中，“冷却开始温度”是指淬火的冷却过程的冷却开始时的钢板的表面温度。另外，“冷却停止温度”是指淬火的冷却过程的冷却结束时的钢板的表面温度。
在本申请发明的一个实施方式中，对上述热轧后得到的热轧钢板实施淬火。上述淬火利用(a)直接淬火(DQ)和(b)再加热淬火(RQ)中的任一方法进行。应予说明，上述淬火的冷却方法没有特别限定，优选为水冷。
(a)直接淬火(DQ)
利用直接淬火进行上述淬火的情况下，将上述热轧后的热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度。
冷却开始温度：Ar3相变点以上
如果上述冷却开始温度为Ar3相变点以上，则从奥氏体区域开始淬火，因此能够得到所希望的马氏体组织。若冷却开始温度小于Ar3点，则生成铁素体，因此最终得到的微观组织的马氏体的体积率小于90％。若马氏体的体积率小于90％，则无法充分地提高钢板的硬度，其结果钢板的耐磨损性降低。并且，若冷却开始温度小于Ar3点，则在宽度方向上产生硬度差，因此宽幅弯曲加工性降低。另一方面，上述冷却开始温度的上限没有特别限定，但优选为950℃以下。
应予说明，Ar3相变点可以利用下述式求出。
Ar3(℃)＝910－273×C－74×Mn－57×Ni－16×Cr－9×Mo－5×Cu
(其中，上述式中的元素符号是以质量％表示的各元素的含量，不含有的元素的含量为0。)
冷却停止温度：Mf点以下
上述冷却停止温度比Mf点高时，无法充分地提高马氏体的体积率，无法得到所希望的硬度。并且，如果冷却停止温度比Mf点高，则在宽度方向上产生硬度差，因此宽幅弯曲加工性降低。因此，冷却停止温度为Mf点以下。从提高马氏体的体积率的观点考虑，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点－100℃)以下，更优选设为(Mf点－120℃)以下，进一步优选为(Mf点－150℃)以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有特别限定，过度的冷却导致制造效率的降低，因此优选将冷却停止温度设为室温以上。
(b)再加热淬火(RQ)
利用再加热淬火进行上述淬火的情况下，首先，将上述热轧后的热轧钢板冷却，将上述冷却后的热轧钢板再加热至Ac3相变点以上950℃以下的再加热温度。其后，将再加热后的上述热轧钢板从上述再加热温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度。
再加热温度：Ac3相变点以上950℃以下
通过将热轧钢板再加热到Ac3相变点以上，能够使微观组织成为奥氏体，因此能够通过其后的淬火(冷却)而得到马氏体组织。若再加热温度小于Ac3相变点，则生成铁素体，淬火不充分，因此无法充分提高钢板的硬度，其结果是最终得到的钢板的耐磨损性降低。因此，将上述再加热温度设为Ac3相变点以上。另一方面，再加热开始温度比950℃高时，晶粒粗大化，加工性降低。因此，将上述再加热温度设为950℃以下。应予说明，为了从上述再加热温度开始冷却，例如可以在热轧钢板从再加热中使用的炉出来之后立即开始冷却。
冷却停止温度：Mf点以下
上述冷却停止温度比Mf点高时，无法充分地提高马氏体的体积率，无法得到所希望的硬度。并且，冷却停止温度比Mf点高时，在宽度方向上产生硬度差，因此宽幅弯曲加工性降低。因此，冷却停止温度为Mf点以下。从提高马氏体的体积率的观点考虑，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点－100℃)以下，更优选设为(Mf点－120℃)以下，进一步优选为(Mf点－150℃)以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有特别限定，过度的冷却导致制造效率的降低，因此优选将冷却停止温度设为室温以上。
应予说明，Mf点可以由下述式求出。
Mf(℃)＝410.5－407.3×C－7.3×Si－37.8×Mn－20.5×Cu－19.5×Ni－19.8×Cr－4.5×Mo
(其中，上述式中的元素符号是以质量％表示的各元素的含量，不含有的元素的含量为0。)
(淬火时的平均冷却速度)
上述淬火的冷却过程的冷却速度没有特别限定，只要是形成马氏体相的冷却速度就可以是任意的值。例如从冷却开始到冷却停止的期间的平均冷却速度优选为10℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上，进一步优选为20℃/秒以上。另一方面，上述平均冷却速度在原理上越高越好，因此上限没有特别限定。然而，为了提高冷却速度，需要可与其对应的冷却设备，因此上述平均冷却速度优选为150℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下，进一步优选为80℃/秒以下。应予说明，这里，上述平均冷却速度是指钢板的板宽度方向中央位置的表面温度的平均冷却速度。上述表面温度可以使用辐射温度计等进行测定。
(冷却速度差)
本发明中，将上述淬火的冷却过程的、上述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度之差、以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度之差分别设为5℃/秒以下。如果上述平均冷却速度之差(以下，有时称为“冷却速度差”)大于5℃/秒，则相邻的2点间的维氏硬度之差大于30Hv10，宽幅弯曲加工性劣化。应予说明，这里，平均冷却速度是指钢板的表面温度的平均冷却速度。上述表面温度可以使用辐射温度计等进行测定。
(回火)
在本发明的一个实施方式中，可以对经淬火的热轧钢板进一步任意地实施回火。通过进行回火，可以进一步提高钢板的硬度的均匀性。在进行回火的情况下，优选上述淬火的冷却停止温度小于(Mf点－100℃)。在上述冷却停止温度下停止冷却后，可以将钢板加热到以下所述的回火温度为止即可。
回火温度：(Mf点－80℃)～(Mf点+50℃)
回火温度小于(Mf点－80℃)时，得不到回火的效果。因此，在进行回火的情况下，将回火温度设为(Mf点－80℃)以上，优选为(Mf点－60℃)以上，更优选为(Mf点－50℃)以上。另一方面，回火温度比(Mf点+50℃)高时，表面硬度的降低显著。因此，在进行回火的情况下，将回火温度设为(Mf点+50℃)以下，优选为(Mf点+30℃)以下，更优选为(Mf点+10℃)以下。
·温度保持
在达到上述回火温度后，可以停止加热即可。然而，在本发明的一个实施方式中，加热到回火温度后，可以进一步在上述回火温度下保持任意的保持时间。上述保持时间没有特别限定，从提高回火的效果的观点考虑，优选为60秒钟以上，更优选为5分钟以上。另一方面，保持时间过长时，存在钢板的硬度降低的情况，在进行温度保持的情况下，保持时间优选为60分钟以下，更优选为30分钟以下，进一步优选为20分钟以下。
·升温速度
上述回火的直到回火温度为止的升温速度没有特别限定。然而，从生产率的观点考虑，优选将直到回火温度为止的平均升温速度设为0.1℃/秒以上，更优选为0.5℃/秒以上。另外，通过将上述平均升温速度设为2℃/秒以上，从而使碳化物微细地析出，其结果是能够进一步提高宽幅弯曲加工性。因此，从进一步提高宽幅弯曲加工性的观点考虑，优选将上述平均升温速度设为2℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。另一方面，上述平均升温速度的上限没有特别限定，但过度提高升温速度时，用于进行再加热的设备大型化，除此之外，能量消耗量的增大成为问题。因此，上述平均升温速度优选为30℃/秒以下，更优选为25℃/秒以下。
上述回火的加热(升温)没有特别限定，可以利用任意的方法进行。例如可以使用选自使用热处理炉的加热、高频感应加热以及通电加热中的至少一种方法。在进行上述温度保持的情况下，优选使用热处理炉实施上述再加热和温度保持。另外，在将上述平均升温速度设为2℃/秒以上的情况下，优选通过高频感应加热或者通电加热进行到回火温度为止的加热。另一方面，在使用热处理炉的情况下，优选将上述平均升温速度设为10℃/秒以下。另外，上述回火也可以通过离线和在线中的任一者进行。
加热到上述回火温度并任意地进行温度保持后，可以停止加热或者保持温度。其后的冷却方法没有特别限定，可以使用空冷和水冷中的一方或者两方。在本发明的一个实施方式中，也可以在停止加热或者温度保持后，将钢板放冷至室温。
在本申请发明的其它的实施方式中，将上述淬火的冷却在特定的温度区域中断，其后进行空冷。由此，钢板被回火，因此与在上述实施方式中进行了回火的情况相同地能够进一步提高钢板的硬度的均匀性。以下，对该实施方式进行说明。
冷却停止温度：Mf点以下且(Mf点－100℃)以上
如上所述，上述淬火的冷却停止温度高于Mf点时，无法充分地提高马氏体的体积率，无法得到所希望的硬度。并且，由于冷却停止温度高于Mf点时，在宽度方向上产生硬度差，因此宽幅弯曲加工性降低。因此，冷却停止温度为Mf点以下。另一方面，冷却停止温度小于(Mf点－100℃)时，即使在冷却停止后进行空冷，也无法得到回火效果。因此，在本实施方式中将冷却停止温度设为(Mf点－100℃)以上。从提高由空冷带来的回火效果的观点考虑，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点－80℃)以上，更优选设为(Mf点－50℃)以上。
在本实施方式中，在上述冷却停止温度停止冷却后，可以通过进行空冷而得到回火效果。上述空冷不特别限定，可以在任意的条件下进行，优选将冷却速度设为1℃/秒以下。
为了确认本发明的效果，按照以下所述的步骤制造耐磨损钢板，评价其特性。
首先，将具有表1所示的成分组成的钢水熔炼，得到作为钢坯材的钢坯。将得到的钢坯加热至表2所示的加热温度，接着，在表2所示的条件下进行热轧而制成热轧钢板。对得到的热轧钢板在表2所示的条件下实施直接淬火或者再加热淬火，制造耐磨损钢板。在一部分的实施例中，淬火后，在表2所示的条件下进行了回火。应予说明，在不进行回火的实施例中，停止淬火后，以1℃/秒以下的冷却速度进行空冷。
另外，在表2的“冷却速度差”一栏中示出了淬火的冷却过程的热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度之差、和宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度之差中大的值。
接着，对得到的各耐磨损钢板评价了马氏体(M)的体积率、硬度、宽度方向硬度差的最大值以及宽幅弯曲半径。评价方法如下。
(马氏体的体积率)
以距钢板的表面1mm的深度的位置成为观察位置的方式，从各钢板采取样品。对上述样品的表面进行镜面研磨，进一步进行硝酸酒精腐蚀后，使用扫描式电子显微镜(SEM)拍摄10mm×10mm的范围。通过使用图像解析装置对被拍摄的图像进行解析而求出马氏体的面积分率。随机进行10个视场的观察，将得到的面积分率的平均值设为马氏体的体积率。
(TiC析出物的个数密度)
以距表面1mm的深度的位置成为观察位置的方式，从各钢板的宽度方向中央采取样品。对上述样品的表面进行镜面研磨，进一步进行硝酸酒精腐蚀后，使用带分析装置的SEM拍摄10mm×10mm的范围。通过使用图像解析装置对被拍摄的图像进行解析而求出具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度。应予说明，上述TiC析出物的大小以圆当量直径进行计算。
(表面硬度)
从得到的耐磨损钢板采取硬度测定用试验片，基于JIS Z 2243(1998)的规定测定布氏硬度。上述测定中为了消除在耐磨损钢板表面存在的氧化皮和脱碳层的影响，在将距钢板表面和背面1mm的深度的区域研削除去后实施。因此，测出的硬度是距钢板表面1mm的深度的面的表面硬度。应予说明，宽度方向上的测定位置是板宽度的1/4位置。另外，测定时，使用直径10mm的钨硬球，载荷为3000kgf。
(宽度方向硬度差)
对距上述耐磨损钢板的表面1mm的深度的维氏硬度在板宽度方向上以10mm间隔进行测定。在上述测定中，从测定范围中除去了耐磨损钢板的两端部、单侧附近50mm的区域。由得到的值求出相邻的2点间的维氏硬度之差的绝对值，将其最大值示于表3。上述维氏硬度的测定的试验载荷为10kg。
(极限弯曲半径)
从得到的钢板采取宽度200mm×长度300mm的弯曲试验片，基于JIS Z 2248的规定实施弯曲角度：180°的弯曲试验。根据上述弯曲试验的不产生开裂的最小弯曲半径R(mm)以及板厚t(mm)，求出极限弯曲半径R/t。
将根据以上的方法得到的评价结果示于表3。由表3所示的结果可知满足本申请发明的条件的耐磨损钢板是表面硬度以布氏硬度计为360HBW 10/3000以上，耐磨损性优异。并且，满足本申请发明的条件的耐磨损钢板的上述弯曲试验的极限弯曲半径R/t为6.0以下时，宽幅弯曲加工性良好。这样，本发明的耐磨损钢板具备优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性。由该结果可知根据本发明，能够在不降低耐磨损钢板的表面硬度的情况下提高宽幅弯曲加工性。
Figure BDA0003950007180000201
Figure BDA0003950007180000211
[表3]
表3
Figure BDA0003950007180000221
*距表面1mm的深度的圆当量直径为0.5μm以上的TiC析出物的个数密度

Claims (10)

1.一种耐磨损钢板，具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.20～0.45％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～2.0％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Cr：0.01～2.0％、Ti：0.10～1.00％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～0.06％和N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，
距表面1mm的深度的圆当量直径为0.5μm以上的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，
距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为360HBW10/3000以上，
距表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下，所述宽度方向硬度差定义为在板宽度方向上以10mm间隔相邻的2点间的差。
2.根据权利要求1所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.020％、W：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％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，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0200％中的1种或2种以上。
4.一种耐磨损钢板的制造方法，将具有如下成分组成的钢坯材加热到Ac3相变点以上1300℃以下的加热温度，所述成分组成以质量％计含有C：0.20～0.45％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～2.0％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Cr：0.01～2.0％、Ti：0.10～1.00％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～0.06％和N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
将加热的所述钢坯材进行热轧而制成热轧钢板，
对所述热轧钢板实施淬火，
其中，所述淬火是：
(a)直接淬火，将所述热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度；或者，
(b)再加热淬火，将所述热轧钢板冷却，将所述冷却后的热轧钢板再加热至Ac3相变点以上950℃以下的再加热温度，将再加热后的所述热轧钢板从所述再加热温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度；
所述淬火的冷却过程中的所述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度之差、以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度之差分别为5℃/秒以下。
5.根据权利要求4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述淬火的冷却停止温度小于(Mf点－100℃)，
所述淬火后，将经淬火的热轧钢板在(Mf点－80℃)～(Mf点+50℃)的回火温度下进行回火。
6.根据权利要求5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述回火中，在所述回火温度下保持60秒以上。
7.根据权利要求5或6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述回火中的平均升温速度为2℃/秒以上。
8.根据权利要求4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述淬火的冷却停止温度为Mf点以下且(Mf点－100℃)以上，
所述淬火后，将经淬火的热轧钢板进行空冷。
9.根据权利要求4～8中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.020％、W：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。
10.根据权利要求4～9中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0200％中的1种或2种以上。
CN202180036194.9A 2020-05-28 2021-05-25 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法 Pending CN115667561A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020093665 2020-05-28
JP2020-093665 2020-05-28
PCT/JP2021/019888 WO2021241604A1 (ja) 2020-05-28 2021-05-25 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN115667561A true CN115667561A (zh) 2023-01-31

Family

ID=78744421

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180036194.9A Pending CN115667561A (zh) 2020-05-28 2021-05-25 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20230175091A1 (zh)
JP (1) JP7063420B1 (zh)
KR (1) KR20220162802A (zh)
CN (1) CN115667561A (zh)
AU (1) AU2021278604B2 (zh)
CL (1) CL2022003295A1 (zh)
MX (1) MX2022014801A (zh)
PE (1) PE20230898A1 (zh)
WO (1) WO2021241604A1 (zh)

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013139630A (ja) * 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP2013147733A (ja) * 2011-12-21 2013-08-01 Jfe Steel Corp 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2015017283A (ja) * 2013-07-09 2015-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN105378133A (zh) * 2013-07-09 2016-03-02 杰富意钢铁株式会社 高碳热轧钢板及其制造方法
JP2017179596A (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高炭素鋼板およびその製造方法
JP2018123409A (ja) * 2017-02-03 2018-08-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN109072368A (zh) * 2016-04-19 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN109072367A (zh) * 2016-04-19 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
WO2019132310A1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63169359A (ja) 1986-12-29 1988-07-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性耐摩耗厚鋼板
JPS6431928A (en) 1987-07-27 1989-02-02 Kawasaki Steel Co Manufacture of wear-resistant steel stock by direct hardening
JPH06306537A (ja) * 1993-04-19 1994-11-01 Nippon Steel Corp 成形性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法
JP2864960B2 (ja) 1993-09-13 1999-03-08 日本鋼管株式会社 加工性および溶接性に優れた耐磨耗鋼
JP4299394B2 (ja) * 1999-01-21 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 切断後の形状が良好な高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2006104489A (ja) 2004-09-30 2006-04-20 Jfe Steel Kk 曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
JP4894297B2 (ja) * 2006-02-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
JP4899874B2 (ja) 2007-01-12 2012-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP5867381B2 (ja) * 2011-12-22 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法
EP2789699B1 (en) * 2013-08-30 2016-12-28 Rautaruukki Oy A high-hardness hot-rolled steel product, and a method of manufacturing the same

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013139630A (ja) * 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP2013147733A (ja) * 2011-12-21 2013-08-01 Jfe Steel Corp 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2015017283A (ja) * 2013-07-09 2015-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN105378133A (zh) * 2013-07-09 2016-03-02 杰富意钢铁株式会社 高碳热轧钢板及其制造方法
JP2017179596A (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高炭素鋼板およびその製造方法
CN109072368A (zh) * 2016-04-19 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN109072367A (zh) * 2016-04-19 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
JP2018123409A (ja) * 2017-02-03 2018-08-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
WO2019132310A1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20230175091A1 (en) 2023-06-08
JP7063420B1 (ja) 2022-05-09
WO2021241604A1 (ja) 2021-12-02
PE20230898A1 (es) 2023-06-01
KR20220162802A (ko) 2022-12-08
CL2022003295A1 (es) 2023-02-17
AU2021278604A1 (en) 2023-01-05
MX2022014801A (es) 2023-01-16
AU2021278604B2 (en) 2023-12-14
JPWO2021241604A1 (zh) 2021-12-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110366603B (zh) 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法
EP2980250B1 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and method for manufacturing the same
US10253385B2 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen embrittlement resistance and method for manufacturing the same
EP2942414B1 (en) Thick, tough, high tensile strength steel plate and production method therefor
KR20180125540A (ko) 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
JP7211530B2 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
KR20090098909A (ko) 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법
EP3098331A1 (en) Wear-resistant steel plate and process for producing same
KR20180125543A (ko) 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
JP2018059188A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN114402086B (zh) 耐磨损钢板及其制造方法
JP2018059187A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP2018059189A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
EP3633060B1 (en) Steel plate and method of manufacturing the same
JP7088235B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN115667561A (zh) 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法
RU2803299C1 (ru) Износостойкий стальной лист и способ изготовления износостойкого стального листа
RU2803300C1 (ru) Износостойкий стальной лист и способ изготовления износостойкого стального листа
JP7063419B1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
RU2803534C1 (ru) Износостойкий стальной лист и способ изготовления износостойкого стального листа
CN114829665A (zh) 抗切割开裂性优异的耐磨钢材及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination