JP6254160B2 - 超高強度高靭性耐摩耗鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、耐摩耗鋼、特に低合金で超高強度高靭性耐摩耗鋼板及びその製造方法に関するものである。
耐摩耗鋼板は、作業環境が特に厳しい、かつ高強度、高耐摩耗特性が要求されるエンジニアリング、採鉱、農業、セメント生産、港、電力及び冶金等の機械製品に広く利用されている。このような機械製品としては、ブルドーザー、積込み機、掘削機、ダンプトラック及びグラブバケット、スタッカリクレーマ、送料曲げ構造などが挙げられる。
ここ数十年間に、耐摩耗鋼の開発及び応用の進展が速く進んでいる。一般的には、耐摩耗鋼の力学特性を向上させるために、炭素含有量を増加し、クロミウム、モリブデン、ニッケル、バナジウム、タングステン、コバルト、ホウ素及びチタンのような微量元素を適当量で添加することによって、析出強化、微細結晶強化、相変強化及び転位強化などの様々な強化方式を十分に利用する。耐摩耗鋼は、主に中炭素、中高炭素及び高炭素合金鋼であり、炭素含有量が増加すると、鋼の靭性が低下することになり、また高過ぎの炭素は鋼の溶接特性にひどく影響する。また、合金含有量を増加すると、コストの上昇及び溶接特性の低下を招くことになる。これらの欠点が耐摩耗鋼の更なる発展を制約している。
材料の耐摩耗性は、主にその硬度に依存するが、靭性も材料の耐摩耗性にとって非常に重要である。材料の硬度を向上するだけでは、材料が複雑な作業環境でも優れた耐摩耗性及び長い使用寿命を持つことを保証できない。成分及び熱処理を調整し、低合金耐摩耗鋼の硬度と靭性との適切な整合を制御することによって、優れた総合的な機械特性を得て、様々な摩耗状況の需要を満たすことになる。
溶接は、各種の鋼材の連結を解決することができ、とても重要な加工プロセスであり、工学応用において極めて重要な役割を果たしている。溶接冷間割れは、よく見られる溶接プロセス欠陥であり、特に高強度鋼を溶接する場合、冷間割れが発生する傾向が大きい。冷間割れの発生を防止するために、通常は溶接前に予熱処理したり、溶接後に熱処理したりし、溶接プロセスが複雑になってしまい、特別な場合に操作不可能になり、溶接構造の安全信頼性を影響することになる。高強度、高硬度の耐摩耗鋼板にとって、溶接の問題が特に顕著である。
ＣＮ１１４０２０５Ａは、中炭素中合金耐摩耗鋼を公開し、その炭素及び合金元素（Ｃｒ、Ｍｏ等）の含有量のいずれも本発明によりはるかに高い。これによって、溶接特性及び機械加工特性が悪くなってしまう。
ＣＮ１８６５４８１Ａは、ベイナイト耐摩耗鋼を公開し、本発明と比べて、その合金元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等）の含有量が高く、溶接特性、力学特性が低い。
本発明の目的は、低合金超高強度高靭耐摩耗鋼板を提供することにあり、当該低合金超高強度高靭耐摩耗鋼板は、微量合金元素を添加した上に、高強度と高硬度と高靭性との整合を実現でき、良好な機械加工特性を有し、エンジニアリング上の広い適用にとても有利である。
上記目的を実現するための、本発明の低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板は、化学組成の重量百分率含有量がＣ：０．２２〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．６０〜１．３５％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｂ：０．０００６〜０．００１４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０ｗｔ．％、Ｖ≦０．０８０％、Ｃｒ≦０．６０％、Ｗ≦１．００ｗｔ．％、Ｎ≦０．００８０％、Ｏ≦０．００６０％、Ｈ≦０．０００４％であり、かつ０．０２５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０８０％、０．０３０％≦Ａｌ＋Ｔｉ≦０．１２％を満足し、余分がＦｅ及び不可避的不純物である。
本発明の鋼耐摩耗鋼の微細構造が主にマルテンサイトと残りのオーステナイトであり、中でも、残りのオーステナイトの体積分率が５％以下である。
本発明のもう一つの目的は、当該低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板的製造方法を提供することにあり、当該製造方法は、溶錬、鋳造、加熱、圧延和圧延後の直接冷却等の工程を順に含んでいる。中には、加熱工程において、温度が１０００〜１２００℃になるまで加熱し；圧延工程において、初期圧延温度が９５０〜１１５０℃、最終圧延温度が８００〜９５０℃であり；圧延後の直接冷却工程において、水冷を採用し、冷却停止温度が室温〜３００℃である。
本発明では、炭素及び合金元素の含有量を科学的に設計したため、微量合金元素の微細化強化作用、及び圧延と冷却工程における微細化強化効果の制御によって、鋼板に優れた力学特性（強度、硬度、伸び、耐衝撃性等）、溶接特性及び耐摩耗特性を持たせる。
本発明は、従来の技術との異なる点が、主に以下のことにある。
化学成分から見ると、本発明に係わる耐摩耗鋼の化学成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素以外に、少量のＮｂ等の元素を添加しており、成分が簡単で、コストが低いなどの特徴がある。
生産プロセスから見ると、本発明に係わる耐摩耗鋼板は、ＴＭＣＰプロセス生産を採用し、オフライン焼入れ及び焼戻し等の熱処理工程を必要とすることがなく、生産フローが短く、生産効率が高く、省エネルギー、生産コストが低いなどの特徴がある。
製品特性から見ると、本発明に係わる耐摩耗鋼板は、高強度、高硬度、特に良い低温靭性を有する。
微細構造から見ると、本発明に係わる耐摩耗鋼は、その微細構造が主に微細のマルテンサイト及び残りのオーステナイトであり、中には、残りのオーステナイトの体積分率が５％以下であり、耐摩耗鋼板の強硬度と靭性との良好な整合に有利である。
本発明に係わる耐摩耗鋼板は、比較的に顕著な利点がある。炭素及び合金元素の含有量を制御して、低コスト、力学特性が優れ、プロセスが簡単である耐摩耗鋼を開発するのは、社会経済と鋼鉄工業の発展の必然的な傾向である。
以下、実施例に基づいて本発明に係わる低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板の特徴を説明する。
本発明に係わる鋼種は、元素種類及び含有量を科学的に設計することによって、微量合金元素を添加した上に、高強度と高硬度と高靭性との整合を実現した。
炭素：炭素は、耐摩耗鋼において最も基本的かつ重要な元素であり、鋼の強度と硬度を向上させ、ひいては鋼の耐摩耗性を向上させるが、鋼の靭性と溶接特性に対して不利である。よって、鋼における炭素含有量を０．２２〜０．３５％、好ましくは０．２３〜０．３３％に合理的に制御する必要がある。
ケイ素：ケイ素は、フェライト及びオーステナイトに固溶してそれらの硬度及び強度を向上させる。しかし、ケイ素含有量が高すぎると、鋼の靭性が急激に低下することになる。なお、ケイ素は、酸素との親和力が鉄との親和力より強いため、溶接する際に、低融点のケイ酸塩を容易に発生し、スラグと溶融金属の流動性を向上させ、溶接部の質量を影響する。よって、ケイ素の含有量があまり多いのは望ましくない。本発明では、ケイ素を０．１０〜０．４０％、好ましくは０．１０〜０．３５％に制御する。
マンガン：マンガンは、鋼の焼入性を強く増加でき、耐摩耗鋼の転移温度と鋼の臨界冷却速度を低下させる。しかし、マンガン含有量が高い場合、結晶粒粗大化の傾向があり、鋼の焼戻し脆化感受性を向上し、そして鋳造ビレットに偏析や割れが発生しやすいことになり、鋼板の特性を低下させる。本発明では、マンガン含有量を０．６０〜１．３５％、好ましくは０．６５〜１．３０％に制御する。
ニオブ：Ｎｂの微細化結晶粒及び析出強化作用は、材料の強靭性の向上に対する貢献が極めて顕著であり、Ｎｂは強いＣ、Ｎ化物の形成元素であり、オーステナイト結晶粒の成長を強く抑制するものである。Ｎｂは、結晶粒微細化によって鋼の強度と靭性を向上させる。Ｎｂは、主に析出強化及び相変強化によって鋼の特性を改善し、向上させる。Ｎｂは、ＨＳＬＡ鋼において最も効果的な強化剤の一つであると見なされている。本発明では、ニオブを０．０１０〜０．０４０％、好ましくは０．０１０〜０．０３５％に制御する。
アルミニウム：アルミニウムと鋼における窒素とは、微細かつ難溶のＡｌＮ粒子を生成でき、鋼の結晶粒を微細化できる。アルミニウムは、鋼の結晶粒を微細化でき、鋼における窒素と酸素を固定し、刻み目に対する鋼の感受性を低減し、鋼の時効現象を低減又は解消して、鋼の靭性を向上することができる。本発明では、Ａｌ含有量を０．０１０〜０．０８０％、好ましくは０．０１０〜０．０６０％に制御する。
ホウ素：ホウ素は、鋼の焼入性を向上させるが、その含有量が高すぎると、高温脆性を招き、鋼の溶接特性及び熱加工特性を影響することになる。よって、Ｂ含有量を厳しく制御する必要がある。本発明では、ホウ素含有量を０．０００６〜０．００１４％、好ましくは０．０００８〜０．００１４％に制御する。
チタニウム：チタニウムは強い炭化物形成元素の一つであり、炭素と微細なＴｉＣ粒子を形成する。ＴｉＣ粒子は、微細であって、結晶粒界に分布され、結晶粒を微細化する効果がある。硬いＴｉＣ粒子は鋼の耐摩耗性を向上させる。本発明では、チタニウムを０．００５〜０．０５０％、好ましくは０．０１０〜０．０４５％に制御する。
ニオブとチタニウムとが組み合わせて添加されることは、より良い結晶粒の微細化効果を得られ、元のオーステナイト結晶粒の寸法を減少でき、焼入れ後のマルテンサイトバーの微細化に有利であり、強度及び耐摩耗性を向上させる。ＴｉＮ等が高温での不溶性は、熱影響区域の結晶粒の粗大化を抑制し、熱影響区域の靭性を向上させ、ひいては鋼の溶接性を改善できる。よって、ニオブとチタニウムの含有量範囲は以下のようにする。即ち、０．０２５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０８０％、好ましくは０．０３５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０７０％である。
チタニウムは微細な粒子を形成し、結晶粒を微細化できる。アルミニウムは微細なチタニウム粒子の形成を保証し、チタニウムに結晶粒を微細化する作用を十分に発揮させる。よって、アルミニウムとチタニウムの含有量範囲は以下のようにする。即ち、０．０３０％≦Ａｌ＋Ｔｉ≦０．１２％、好ましくは０．０４０％≦Ａｌ＋Ｔｉ≦０．１１％である。
カルシウム：カルシウムは、鋳鋼における介在物の変質にとって顕著な作用がある。鋳鋼に適当量のカルシウムを添加することによって、鋳鋼におけるストリップ状の硫化物介在物を球状のＣａＳ又は（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓ介在物へ転換できる。カルシウムにより形成された酸化物及び硫化物の介在物は、密度が小さいため、浮上させて除去しやすい。カルシウムは、結晶粒界での硫黄の集積を顕著的に低減できる。これらは、鋳鋼の質量の向上に有利であり、ひいては鋼の特性を向上させる。カルシウムは、介在物が多い場合に、添加効果が明らかであり、鋼の力学特性、特に靭性の保証に有利である。本発明では、カルシウムを０．００１０〜０．００８０％、好ましくは０．００１０〜０．００６０％に制御する。
バナジウム：バナジウムの添加は、主に結晶粒を微細化し、鋼ビレットが加熱段階でオーステナイト結晶粒があまり粗大にならないように成長させる。このように、その後の数回パスの圧延過程において、鋼の結晶粒がさらに微細化されて、鋼の強度と靭性を向上させる。本発明では、バナジウムを０．０８０％以下、好ましくは０．０３５〜０．０８０％、より好ましくは０．０６０％以下に制御する。
クロム：クロムは、臨界冷却速度を低下させ、鋼の焼入性を向上させる。クロムは、鋼において（Ｆｅ，Ｃｒ）３Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）７Ｃ３及び（Ｆｅ，Ｃｒ）２３Ｃ７等の多種炭化物を形成し、強度と硬度を向上させる。クロムは、焼戻しの際に炭化物の析出や集積を抑制し又は遅らせることができ、鋼の焼戻し安定性を向上させる。本発明では、クロム含有量を０．６０％以下、好ましくは０．２０〜０．６０％、より好ましくは０．４０％以下に制御する。
タングステン：タングステンは、鋼の焼戻し安定性及び熱間強度を向上させるとともに、ある程度の結晶粒微細化作用を奏する。なお、タングステンは、硬質炭化物を形成して鋼の耐摩耗性を向上させる。本発明では、タングステン含有量を１．００％以下、好ましくは０．３０〜１．００％、より好ましくは０．８０％以下に制御する。
リン及び硫黄：耐摩耗鋼において、硫黄及びリンは、いずれも有害元素であるので、それらの含有量を厳しく制御する必要がある。本発明に係わる鋼種では、リン含有量を０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下に制御し、硫黄含有量を０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下に制御する。
窒素、酸素及び水素：鋼における過剰な酸素及び窒素は、鋼の特性、特に溶接性及び靭性に対して非常に不利であるが、厳しく制御すると、生産コストが大幅に上昇することになる。よって、本発明に係わる鋼種では、窒素含有量を０．００８０％以下、好ましくは０．００５０％以下に制御し、酸素含有量を０．００６０％以下、好ましくは０．００４０％以下に制御し、水素含有量を０．０００４％以下、好ましくは０．０００３％以下に制御する。
本発明の上記低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板の製造方法は、溶錬、鋳造、加熱、圧延及び圧延後の直接冷却等の工程を順に含んでいる。中でも、加熱工程において、温度を１０００〜１２００℃に加熱し；圧延工程において、初期圧延温度が９５０〜１１５０℃、最終圧延温度が８００〜９５０℃であり；冷却工程において、水冷を採用し、冷却停止温度が室温〜３００℃である。
好ましくは、前記加熱工程において、加熱温度が１０００〜１１５０℃であり、より好ましくは、加熱温度が１０００〜１１３０℃である。炭素及び合金元素が十分に分散することを保証し、オーステナイト結晶粒の過剰成長及び鋼ビレット表面の過酷酸化を防止するために、最も好ましい加熱温度は１０５０〜１１３０℃である。
好ましくは、初期圧延温度が９５０〜１１００℃、最終圧延温度が８００〜９００℃であり、より好ましくは、初期圧延温度が９５０〜１０８０℃、最終圧延温度が８１０〜９００℃であり、最も好ましくは、初期圧延温度が９８０〜１０８０℃、最終圧延温度が８１０〜８９０℃である。
好ましくは、冷却停止温度が室温〜２８０℃であり、より好ましくは、冷却停止温度が室温〜２５０℃であり、最も好ましくは、冷却停止温度が室温〜２００℃である。
本発明は、化学成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ等の元素の含有量及び配合比）を合理的に設計することで、炭素及び微量合金の含有量を厳しく制御した。このような成分設計によって得られた耐摩耗鋼板は、良好な溶接性を有し、溶接が必要とされる機械分野での使用に適している。なお、Ｍｏ及びＮｉ等の元素を含有しないため、耐摩耗鋼の生産コストを大幅に低減される。
本発明の耐摩耗鋼板は、高強度、高硬度及び優れた衝撃靭性等を有し、切断、曲げ等の機械加工をしやすく、非常に良い適用性を有する。
本発明により生産された低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板は、引張強度が１４００〜１７００ＭＰａ、伸びが１３〜１４％、ブリネル硬度が４７０〜５７０ＨＢＷであり；好ましくは、その−４０℃でのシャルピーＶ型縦方向の衝撃値が５０〜８０Ｊであり、良好な溶接特性及び優れた力学特性を有し、耐摩耗鋼の適用性を強化した。
・実施例
本発明実施例１〜７及び対比例１（中国特許ＣＮ１８６５４８１Ａ）の鋼板の化学元素質量百分率を表１に示した。
本発明実施例１〜７及び対比例１（中国特許ＣＮ１８６５４８１Ａ）の鋼板の化学元素質量百分率を表１に示した。
溶錬原料を溶錬→鋳造→加熱→圧延→圧延後の直接冷却の工程に従って製造する。
実施例１〜７の具体的なプロセスパラメーターを表２に示した。
実施例１〜７の具体的なプロセスパラメーターを表２に示した。
（表１）
（表２）
試験例１：力学特性試験
ＧＢ／Ｔ２９７５の試料採取方法に準じてサンプリングし、ＧＢ／Ｔ２３１．１の試験方法に準じて本発明実施例１〜７の低合金超高強度高靭性の耐摩耗鋼板に対して硬度を測定し、ＧＢ／Ｔ２２９の試験方法に準じて衝撃試験を行い、ＧＢ／Ｔ２２８の試験方法に準じて引張試験を行い、ＧＢ／Ｔ２３２の試験方法に準じて曲げ試験を行って、その結果を表３に示した。
ＧＢ／Ｔ２９７５の試料採取方法に準じてサンプリングし、ＧＢ／Ｔ２３１．１の試験方法に準じて本発明実施例１〜７の低合金超高強度高靭性の耐摩耗鋼板に対して硬度を測定し、ＧＢ／Ｔ２２９の試験方法に準じて衝撃試験を行い、ＧＢ／Ｔ２２８の試験方法に準じて引張試験を行い、ＧＢ／Ｔ２３２の試験方法に準じて曲げ試験を行って、その結果を表３に示した。
（表３）
表３から明らかなように、本発明実施例１〜７の鋼板は、引張強度が１４００〜１７００ＭＰａ、伸びが１３％〜１４％、ブリネル硬度が４７０〜５７０ＨＢＷ、−４０℃のシャルピーＶ型縦方向の衝撃値が５０〜８０Ｊである。以上から、本発明に係わる鋼板は、高強度、高硬度、良い伸び等の特徴を有するとともに、優れた低温衝撃靭性を有することが分かる。本発明に係わる鋼板は、強度、硬度、伸びの全てが対比例１より優れている。
図２は実施例３の鋼板微細構造であり、その鋼板微細構造は微細のマルテンサイト及び少量の残りのオーステナイトであって、鋼板が良好な力学特性を有することが保証される。
その他の実施例も類似した微細構造が得られる。
試験例２：溶接性試験
「斜めＹ形の溶接割れ試験方法」（ＧＢ４６７５．１−８４）に準じて、本発明の耐摩耗鋼板について５グループに別れて斜めＹ形の溶接割れ試験を行った。斜めＹ形の溶接割れ試験材の形状及び寸法は図１に示されている。
「斜めＹ形の溶接割れ試験方法」（ＧＢ４６７５．１−８４）に準じて、本発明の耐摩耗鋼板について５グループに別れて斜めＹ形の溶接割れ試験を行った。斜めＹ形の溶接割れ試験材の形状及び寸法は図１に示されている。
まず、拘束溶接部を溶接し、拘束溶接部は、Ａｒに富む気体における保護溶接方法によって溶接され、Φ１．２のＪＭ−５８溶接用ワイヤを使用し、溶接過程に試験材の角変形を厳しく抑制した。溶接後に、室温まで冷却した後、試験溶接部の溶接を行った。試験溶接部は、室温で溶接された。試験溶接部が完成された４８時間の後に、溶接部の表面割れ、断面割れ、及び根部割れを検査した。解剖試験を経て、着色法で溶接部の表面、断面、根部分についてそれぞれ検査した。溶接の基準が１７０Ａ×２５Ｖ×１６０ｍｍ／ｍｉｎである。
本発明の実施例１〜７の低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板について、溶接特性試験を行い、試験結果を表４に示した。
（表４）
表４から明らかなように、本発明の実施例１〜７の耐摩耗鋼板は、一定の予熱条件下で溶接後に割れがない。よって、本発明の耐摩耗鋼板は優れた溶接特性を有することが分かる。
試験例３： 耐摩耗性試験
耐摩耗性試験は、ＭＬ−１００アブレシブ摩耗試験机で行った。試験材を切り取る場合、試験材の軸が鋼板表面に対して垂直になるようにして、試験材の摩耗面を鋼板の圧延面にする。試験材を要求に応じて階段状円柱に加工し、試験部分の寸法がΦ４ｍｍであり、治具でつかまれた部分の寸法がΦ５ｍｍである。試験前に、アルコールで試験材を洗浄して、ブロワーで乾燥し、精度が１／１００００であるてんびんで量り、得られた試験材重量を原始重量とし、そして試験材を弾性治具に取り付けた。粒度が８０メッシュである紙やすりを用い、４２Ｎ荷重の作用で試験を行った。試験後、試験材と紙やすりとの間の摩耗により、試験材は紙やすりに螺旋線を引いた。螺旋線の開始半径及び終止半径から、螺旋線の長さを下記の計算式により算出した。
耐摩耗性試験は、ＭＬ−１００アブレシブ摩耗試験机で行った。試験材を切り取る場合、試験材の軸が鋼板表面に対して垂直になるようにして、試験材の摩耗面を鋼板の圧延面にする。試験材を要求に応じて階段状円柱に加工し、試験部分の寸法がΦ４ｍｍであり、治具でつかまれた部分の寸法がΦ５ｍｍである。試験前に、アルコールで試験材を洗浄して、ブロワーで乾燥し、精度が１／１００００であるてんびんで量り、得られた試験材重量を原始重量とし、そして試験材を弾性治具に取り付けた。粒度が８０メッシュである紙やすりを用い、４２Ｎ荷重の作用で試験を行った。試験後、試験材と紙やすりとの間の摩耗により、試験材は紙やすりに螺旋線を引いた。螺旋線の開始半径及び終止半径から、螺旋線の長さを下記の計算式により算出した。
ｒ１は螺旋線の開始半径であり、ｒ２は螺旋線の終止半径であり、ａは螺旋線の供給量である。試験毎に３回秤量し、その平均値を算出した。減量を計算して、１メートル当たりの減量で試験材の摩耗率（ｍｇ／Ｍ）を表示する。
本発明の実施例１〜７の低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板に対して耐摩耗性試験を行った。本発明の実施例の鋼種及び対比例２の鋼（対比例２の鋼板硬度が４５０ＨＢＷである）の摩耗試験結果は表５に示されている。
（表５）
表５から明らかなように、当該摩耗条件で、本発明の低合金超高強度高靭性耐摩耗鋼板の耐摩耗特性が対比例２鋼板耐摩耗性により優れている。
本発明に係わる耐摩耗鋼の化学成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素以外に、少量のＮｂ等の元素を添加しており、成分が簡単で、コストが低い等の特徴がある。本発明は、ＴＭＣＰプロセスによって生産し、オフライン焼入れ及び焼戻し等の熱処理工程を必要とすることがなく、生産フローが短く、生産効率が高く、省エネルギー、生産コストが低いなどの特徴がある。本発明の耐摩耗鋼板は、高強度、高硬度、特に良い低温靭性を有する。本発明の耐摩耗鋼は、微細構造が主に微細のマルテンサイト及び残りのオーステナイトであり、中には、残りのオーステナイトの体積分率が５％以下で、引張強度が１４００〜１７００ＭＰａ、伸びが１３％〜１４％、ブリネル硬度が４７０〜５７０ＨＢＷ、−４０℃シャルピーＶ型縦方向の衝撃値が５０〜８０Ｊであり、耐摩耗鋼板の強硬度と靭性との良好な整合に有利である。よって、本発明の耐摩耗鋼板は、比較的に顕著な利点がある。
Claims (23)
- 重量百分率組成がＣ：０．２２〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．６０〜１．３５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｂ：０．０００６〜０．００１４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ｖ≦０．０８０％、Ｃｒ≦０．６０％、Ｗ≦１．００％、Ｎ≦０．００８０％、Ｏ≦０．００６０％、Ｈ≦０．０００４％であり、かつ０．０２５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０８０％、０．０３０％≦Ａｌ＋Ｔｉ≦０．１２％を満足し、余分がＦｅ及び不可避的不純物であり、
主にマルテンサイトと残りのオーステナイトとからなり、残りのオーステナイトの体積分率が５％以下である微細構造を有し、
引張強度が１４００〜１７００ＭＰａ、伸びが１３〜１４％、ブリネル硬度が４７０〜５７０ＨＢＷ、−４０℃のシャルピーＶ型縦方向の衝撃値が５０〜８０Ｊであることを特徴とする耐摩耗鋼板。 - Ｃが０．２３〜０．３３％である請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｓｉが０．１０〜０．３５％である請求項１又は２に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｍｎが０．６５〜１．３０％である請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｐ≦０．０１０％である請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｓ≦０．００５％である請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｎｂが０．０１０〜０．０３５％である請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ａｌが０．０２０〜０．０６０％である請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｂが０．０００８〜０．００１４％である請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｔｉが０．０１０〜０．０４５％である請求項１〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｃａが０．００１０〜０．００６０％である請求項１〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｖ≦０．０６０％である請求項１〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｃｒ≦０．４０％である請求項１〜１２のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｗ≦０．８０ｗｔ％である請求項１〜１３のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｎ≦０．００５０％である請求項１〜１４のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｏ≦０．００４０％である請求項１〜１５のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｈ≦０．０００３％である請求項１〜１６のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- ０．０３５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０７０％、０．０４０％≦Ａｌ＋Ｔｉ≦０．１１％である請求項１〜１７のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- 溶錬、鋳造、加熱、圧延及び圧延後の直接冷却等の工程を順次に含んでおり、
加熱工程において、加熱温度が１０００〜１２００℃、保温時間が１〜２時間であり；
圧延工程において、初期圧延温度が９５０〜１１５０℃、最終圧延温度が８００〜９５０℃であり；
圧延後の直接冷却工程において、水冷を採用し、冷却停止温度が室温〜３００℃である、請求項１〜１８のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - 保温時間が２時間である請求項１９に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 板ビレットの加熱温度が１０００〜１１５０℃である請求項１９又は２０に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 初期圧延温度が９５０〜１１００℃、最終圧延温度が８００〜９００℃である請求項１９〜２１のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 冷却停止温度が室温〜２８０℃である請求項１９〜２２のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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