CN102666897B - 加工性优异的高韧性耐磨钢 - Google Patents

Abstract

本发明一种加工性良好且制造条件不易影响特性的高韧性耐磨钢。本发明涉及一种高韧性耐磨钢及其制造方法，所述高韧性耐磨钢的特征在于，含有以质量%计为C:0.15~0.25%、Si:0.1~1.0%、Mn:0.4~1.3%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:0.2~0.9%、Nb:0.005~0.03%、Ti:0.005~0.03%、B:0.0003~0.004%、Al:0.005~0.08%以及N:0.005%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成，满足下述(1)式以及(2)式，表面硬度以布氏硬度计为HBW400~500。进而也可以含有Cu、Ni、Mo、V的元素中的1种或2种以上。DI/t=0.5~15.0(1)式Ms≦430 (2)式此处，t为钢的板厚(mm)，DI为淬火性指数，Ms为马氏体相变开始温度（℃）。

Description

加工性优异的高韧性耐磨钢

技术领域

本发明涉及适合作为例如土木、矿山用的建设机械、大型工业机械这样的、被要求耐磨性的机械的构成部件而使用的高韧性耐磨钢及其制造方法。

背景技术

因为机械的构成部件的耐磨性极大取决于其表面硬度，所以针对例如土木、矿山用的建设机械、大型工业机械这样的、被要求耐磨性的机械的构成部件，适用高硬度钢。近年来，在寒冷地的矿山开发活跃起来，与此伴随在寒冷地所使用的建设机械的需要增加了。考虑在这样的寒冷地的使用，也要求耐磨钢具有低温韧性。并且，具有优异加工性的这种耐磨钢的需要也升高了。

例如为了解决高韧性化的课题，专利文献1提出了如下方法：对成分体系和热轧、热处理进行最优化，从而兼具高硬度和高韧性的方法。

另外，专利文献2中，提出了通过未重结晶域的压下(rolling reduction)来控制奥氏体粒的形态、以及通过利用直接淬火实现的高韧性化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1日本特开平09-118950号公报

专利文献2日本特开2002-80930号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，专利文献1提出的方法不属于将在寒冷地的使用考虑在内的方法，考虑在寒冷地使用的情况，不能保证认为有充分的韧性。

另外，专利文献2提出的方法中必须采取在未重结晶域的大的压下量，制造条件受到较大的制约。另外，不适宜压下难以浸透的壁厚材的制造。

进而，这些方法都没有考虑到提高耐磨性钢的加工性。

本发明的目的在于，鉴于这种情况，提供具有即使在寒冷地也能使用的韧性、加工性良好且制造条件不易影响特性的高韧性耐磨钢及其制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决上述课题反复深入地研究的结果，发现了如下(a)~(h)的见解。

(a)一般有硬度越高韧性越降低的倾向，针对耐磨钢的情况，为了保证耐磨性则需要一定的硬度。为此，对耐磨性、韧性、加工性进行了各种研究，结果发现存在能够兼具耐磨性、韧性、加工性的硬度范围。

(b)并且，为了控制硬度，控制C量即可。可是为了得到更稳定的韧性，仅控制硬度并不充分，也必须控制淬火性。即，在需要价廉地制造耐磨钢的情况下，一般是利用马氏体组织，但是在淬火性不足生成上贝氏体组织的情况下，韧性显著劣化，故必须具有一定以上的淬火性。此处，如果板厚增加则淬火变难，故并不仅仅增加一定的淬火性，而需要有与板厚相对应的淬火性。

(c)如上所述发现：为了得到硬度及所期待的组织，通过使钢材具有与板厚相对应的淬火性，能够兼具耐磨性、低温韧 性和加工性。

具体而言，以C量为主规定钢组成，与此同时将表面硬度规定在特定范围，规定淬火性与板厚之比以及马氏体相变开始温度。

予以说明，淬火性与板厚之比，是作为耐磨钢为了相应于板厚保证适当的淬火性而规定为所需要的范围的。其原因在于，板厚t变大，板厚中心部的淬火性降低，虽然能够通过增加钢中的合金成分的含量来维持淬火性，但有时会有损焊接性和加工性。

另外，规定马氏体相变开始温度的原因在于，马氏体相变开始温度越低，能够使生成马氏体的温度降低，此外作为马氏体以外的组织生成贝氏体组织时，容易生成下贝氏体组织，故容易得到高韧性。

(d)具体的钢组成，其含有以质量%计为C:0.15~0.25%、Si:0.1~1.0%、Mn:0.4~1.3%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:0.2~0.9%、Nb:0.005~0.03%、Ti:0.005~0.03%、B:0.0003~0.004%、Al:0.005~0.08%以及N:0.005%以下，剩余部分由F e和不可避免的杂质组成。进一步作为任意添加成分，也可以含有以质量%计为Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Mo:0.5%以下、V:0.08%以下的元素中的1种或2种以上。

(e)针对钢的表面硬度，作为机械加工容易且能够作为耐磨性钢而使用的硬度，具体而言需要以布氏硬度计为HBW400~500。

(f)针对淬火性与板厚之比以及马氏体相变开始温度，在淬火性指数DI与板厚t（mm）之比DI/t满足下述的(1)式的同时，需要马氏体相变开始温度Ms（℃）满足下述的(2)式。

DI/t=0.5~15.0    (1)式

Ms≦430    (2)式

此处，t为钢的板厚(mm)，DI为淬火性指数，Ms为马氏体相变开始温度（℃）。

予以说明，淬火性指数DI依赖于钢的化学成分，可以用下述的(3)式计算。本来是指理想临界直径，是对圆棒利用理想的冷却进行淬火时圆棒的中心部50%成为马氏体组织的直径。因此，可作为淬火性指数而转用。

$\mathrm{DI}=9.238\sqrt{}C(1+0.64\mathrm{Si})(1+4.1\mathrm{Mn})(1+0.27\mathrm{Cu})(1+0.5\mathrm{Ni})$

$(1+2.33\mathrm{Cr})(1+3.14\mathrm{Mo})$ (3)式

此处，式中的元素标号表示钢中各个元素的含量（质量%）。

另外，马氏体相变开始温度Ms是淬火冷却时的马氏体相变开始温度（℃），它也依赖于钢的化学成分，可以用下述的(4)式计算。

Ms=521-353xC-22xSi-24xMn-27xNi-18xCr-8xCu-16xMo

(4)式

此处，式中的元素标号表示钢中各个元素的含量（质量%）。

(g)接着，为了得到优异的韧性，优选为以马氏体作为主体的组织，具体而言是马氏体比率为70%以上的组织。

然而，马氏体组织是使加工性降低的原因。另外，钢中的碳含量也是降低加工性的原因。因此，为了形成具有优异的加工性的高韧性耐磨钢，优选马氏体比率M和碳含量之积为23以下。

(h)具有这样的硬度及显微组织以及与板厚相对应的淬火性的钢，可以由具有前述钢组成的板坯通过下面(i)或(ii)任一方法而制造。

(i)利用如下“再加热淬火”的方法：加热到900~1200℃的温度，接着进行热轧，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃ 点-100℃以上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后冷却，然后再加热到Ac₃点以上且950℃以下的温度后进行水冷。

(ii)利用如下“直接淬火”的方法：加热到900~1200℃的温度，接着进行热轧，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃点以上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后，从Ar₃点以上的温度以冷却速度3.0℃/秒以上冷却至钢板的表面温度为200℃以下。

本发明是基于上述见解完成的，其要旨如下述的(1)~(5)所示。

(1)一种高韧性耐磨钢，其特征在于，其含有以质量%计为C:0.15~0.25%、Si:0.1~1.0%、Mn:0.4~1.3%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:0.2~0.9%、Nb:0.005~0.03%、Ti:0.005~0.03%、B:0.0003~0.004%、Al:0.005~0.08%以及N:0.005%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成，满足下述(1)式以及(2)式，表面硬度以布氏硬度计为HBW400~500。

DI/t=0.5~15.0    (1)式

Ms≦430          (2)式

此处，t为钢的板厚(mm)，DI为淬火性指数，Ms为马氏体相变开始温度（℃），DI以及Ms各自基于下述的(3)式以及(4)式计算。予以说明，式中的元素标号表示钢中的各个元素的含量（质量%）。

$\mathrm{DI}=9.238\sqrt{}C(1+0.64\mathrm{Si})(1+4.1\mathrm{Mn})(1+0.27\mathrm{Cu})(1+0.5\mathrm{Ni})$

$(1+2.33\mathrm{Cr})(1+3.14\mathrm{Mo})$ (3)式

Ms=521-353xC-22xSi-24xMn-27xNi-18xCr-8xCu-16xMo

(4)式

(2)根据上述(1)所述的高韧性耐磨钢，其特征在于，显微组织中的马氏体比率M为70%以上且满足下述(5)式。

M×C≦23    (5)式

此处，M表示马氏体比率（%）且C表示钢中碳的含量（质量%）。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高韧性耐磨钢，其特征在于，进一步含有以质量%计为Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Mo:0.5%以下、V:0.08%以下的元素中的1种或2种以上。

(4)一种高韧性耐磨钢的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)~(3)中任一项所述的化学组成的板坯加热到900~1200℃的温度，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃点-100℃以上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后冷却，然后再加热到Ac3点以上且950℃以下的温度后，进行水冷。

(5)一种高韧性耐磨钢的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)~(3)中任一项所述的化学组成的板坯加热到900~1200℃的温度，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃点以上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后，从Ar₃点以上的温度以冷却速度3.0℃/秒以上冷却至钢板的表面温度为200℃以下。

发明的效果

根据本发明，可以得到具有即使在寒冷地也能使用的韧性、加工性良好且制造条件不易影响特性的高韧性耐磨钢。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

1.有关本发明涉及的高韧性耐磨钢的化学组成

首先，详细说明将本发明涉及的高韧性耐磨钢的化学组成如上所述进行规定的理由。予以说明，表示各元素的含量的“%”是“质量%”的意思。

C:0.15~0.25%

C是对提高表面硬度最有效的元素且价廉。不过，如果C含量低于0.15%，因为产生增加其它的合金元素的含量弥补硬度的需要，所以成本增加。另一方面，如果C含量超过0.25%，因为硬度变得过高，所以韧性劣化。因此，C含量为0.15~0.25%。C含量的下限优选为0.17%。另外，C含量的上限优选为0.22%。

Si:0.1~1.0%

Si是有利于提高表面硬度的元素。不过，如果Si含量为0.1%以下，表面硬度的提高效果不充分，另一方面，如果Si含量超过1.0%，韧性劣化。因此，Si含量为0.1~1.0%。Si含量的下限优选为0.2%。另外，Si含量的上限优选为0.8%。

Mn:0.4~1.3%

Mn是通过提高淬火性而使表面硬度提高的元素。不过，当Mn含量低于0.4%，因为产生增加其它的合金元素的含量弥补硬度的需要，所以成本增加。另一方面，如果Mn含量超过1.3%，韧性显著被破坏。因此，Mn含量为0.4~1.3%。Mn含量的下限优选为0.6%。另外，Mn含量的上限优选为1.2%。

P:0.015%以下

P是作为杂质存在于钢中的元素，向晶粒界面偏析使钢的耐延迟破坏性以及韧性劣化，故期望P含量尽可能低。特别是如果P含量超过0.015%，这样的不良影响变显著，所以P含量限定为0.015%以下。

S:0.005%以下

S是作为杂质存在于钢中的元素，使钢的延性、韧性劣化，故期望S含量尽可能低。特别是如果S含量超过0.005%，这样的不良影响变显著，所以S含量限定为0.005%以下。

Cr:0.2~0.9%

Cr是通过提高淬火性的作用而对提高硬度以及韧性都有效 的元素。不过，当Cr含量低于0.2%，所述效果并不充分。另一方面，如果Cr含量超过0.9%，使韧性显著劣化。因此，Cr含量为0.2~0.9%。Cr含量的下限优选为0.3%。另外，Cr含量的上限优选为0.8%。

Nb:0.005~0.03%

Nb是不仅在板坯加热时而且在淬火时也抑制晶粒的粗大化的元素，所以是对破面单元尺寸的微细的钢材的制造有效的元素。不过，当Nb含量低于0.005%，所述效果并不充分。另一方面，如果Nb含量超过0.03%，不仅其效果饱和，并且显著妨碍焊接性。因此，Nb含量为0.005~0.03%。Nb含量的下限优选为0.010%。另外，Nb含量的上限优选为0.025%。

Ti:0.005~0.03%

Ti不但作为脱氧元素是有效的，而且是通过生成氮化物而对加热时的晶粒的细粒化有效的元素。为了得到该效果，需要钢中的Ti的总含量为0.005%以上。不过，在含有Ti超过0.03%的情况下，Ti形成的碳化物导致的韧性劣化变显著。因此，Ti含量为0.005~0.03%。Ti含量的下限优选为0.008%。另外，Ti含量的上限优选为0.025%。

B:0.0003~0.004%

B是显著提高淬火性的极其重要的元素。不过，当B含量低于0.0003%，淬火性的提高效果并不充分。另一方面，如果B含量超过0.004%，韧性显著劣化。因此，B含量为0.0003~0.004%。B含量的下限优选为0.0005%。另外，B含量的上限优选为0.003%。

Al:0.005~0.08%

Al是通过在板坯加热时生成AlN而能够有效地抑制初期奥氏体晶粒过度生长的元素。不过，当Al低于0.005%，该效果并 不充分。另一方面，如果Al含量超过0.08%，韧性显著劣化。因此，Al含量为0.005~0.08%。Al含量的下限优选为0.010%。另外，Al含量的上限优选为0.07%。

N:0.005%以下

N是作为杂质存在于钢中的元素，因为成为韧性变差的原因，所以期望N含量尽可能低。特别是如果N含量超过0.005%，对韧性的不良影响变显著，故N含量限定为0.005%以下。

本发明涉及的高韧性耐磨钢除上述所示的成分以外还含有Fe和杂质。予以说明，杂质是指在工业化制造钢时以矿石或废料（scrap）等那样的原料为首由于制造工序中各种原因混入的成分，是对本发明不产生不良影响的范围内被允许的杂质。

本发明涉及的高韧性耐磨钢进一步也可含有作为任意添加元素的下述所示的元素的1种或2种以上。

Cu:0.5%以下

Cu是任意添加元素，可以根据需要含有。如果含有Cu，则具有更提高强度以及耐腐蚀性的效果。然而，即使含有Cu超过0.5%，也未发现与成本上升相应的性能的改善。因此，在含有Cu时的上限为0.5%。予以说明，在想确切地得到利用Cu提高强度以及耐腐蚀性的效果的情况下，优选使Cu含有0.2%以上。

Ni:0.5%以下

Ni是任意添加元素，可以根据需要含有。如果含有Ni，则有在固溶状态下提高钢的基体（基材）的韧性的效果。然而，即使含有Ni超过0.5%，也未发现与成本上升相应的性能的改善。因此，在含有Ni时的上限为0.5%。予以说明，在想确切地得到利用Ni提高韧性的效果的情况下，优选使Ni含有0.2%以上。

Mo:0.5%以下

Mo是任意添加元素，可以根据需要含有。如果含有Mo，则具有使母材的强度和韧性提高的效果。然而，如果含有Mo超过0.5%，则特别是HAZ的硬度提高、破坏韧性和焊接性。因此，含有Mo的情况的上限为0.5%。予以说明，在想确切地得到利用Mo提高母材的强度和韧性的效果的情况下，优选使Mo含有0.1%以上。

V:0.08%以下

V是任意添加元素，可以根据需要含有。如果含有V，则主要具有通过回火时的碳氮化物析出来提高母材的强度的效果。然而，如果含有V超过0.08%，则不仅母材的性能提高效果饱和，而且也导致韧性劣化。因此，含有V的情况的上限为0.08%。予以说明，在想确切地得到利用V提高母材的强度的效果的情况下，优选使V含有0.01%以上。

2.有关本发明涉及的高韧性耐磨钢的显微组织

为了本发明涉及的高韧性耐磨钢发挥优异的高韧性，需要直至钢材的板厚中心部都是以马氏体作为主体的显微组织。

首先，为了获得直至钢材的板厚中心部都是以马氏体作为主体的显微组织，需要将淬火性指数DI与钢的板厚(mm)之比DI/t控制为0.5~15.0。如果DI/t低于0.5，则不能得到充分的马氏体比率，韧性劣化。另一方面，如果DI/t超过15.0，则需要大量添加合金元素，不仅合金成本升高，而且韧性也显著劣化。

接着，为了通过淬火就得到优异的韧性，作为除马氏体以外生成的显微组织，需要极力抑制韧性差的上贝氏体的生成。为此，通过使马氏体相变开始温度Ms（℃）为430℃以下，可以抑制韧性差的上贝氏体组织的生成。作为除马氏体以外生成的显微组织，容易生成韧性优异的下贝氏体组织。因此，通过使马氏体相变开始温度Ms（℃）为430℃以下，通过淬火就可得到优异的韧性。

本发明涉及的高韧性耐磨钢需要是以马氏体作为主体的显微组织，但是也可包含其它的显微组织。除上述下贝氏体组织以外，也可包含例如残余奥氏体。不过，因为残余奥氏体是使母材韧性变差的原因，所以优选为低于5%。

3.关于本发明涉及的高韧性耐磨钢的加工性

在将本发明涉及的高韧性耐磨钢用于例如铲车的铲子的情况下，需要将钢自身加工为铲子状。为了车削、穿孔等的机械加工性优异，表面的硬度非常重要。

因此，需要钢的表面硬度以布氏硬度计为HBW400~500。如果低于HBW400，钢较软而难以作为耐磨钢使用，另一方面，如果超过HBW500，钢过硬而难以进行机械加工。表面硬度的优选范围为HBW410~470。

接着，为了得到优异的韧性，优选为以马氏体作为主体的组织，具体而言是马氏体比率为70%以上的组织。

然而，马氏体组织是使加工性降低的原因。另外，钢中的碳含量也是降低加工性的原因。因此，在马氏体比率M和碳含量二者过高，它们之积超过23的情况下，加工性显著降低。

因此，为了制造具有优异加工性的高韧性耐磨钢，优选满足下述(5)式。

M×C≦23    (5)式

此处，M表示马氏体比率（%），并且C表示钢中的碳的含量（质量%）。

4.关于本发明涉及的高韧性耐磨钢的制造方法

本发明的钢可以由具有前述钢组成的板坯通过下面(i)或(ii)任一方法而制造。

(i)利用如下“再加热淬火”的方法：加热到900~1200℃的温度，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃点-100℃以上且 Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后冷却，然后再加热到Ac₃点以上且950℃以下的温度后，进行水冷。

(ii)利用如下“直接淬火”的方法：加热到900～1200℃的温度，在1000℃以下的温度下进行轧制，在Ar₃点以上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制后，从Ar₃点以上的温度以冷却速度3.0℃/秒以上冷却至钢板的表面温度为200℃以下。

以下，说明高韧性耐磨钢的制造方法中的各工序。予以说明，有关共通的工序一起进行说明。

（1）关于加热工序

在上述(i)再加热淬火方法（RD）、(ii)直接淬火方法（DQ）任一方法中，将具有前述组成的板坯加热到900～1200℃的温度。对板坯自身的制造方法没有特别限定。可通过通常进行的制造方法例如通过连铸法而制造。

将板坯加热到900℃以上是为了使其发生奥氏体相变而形成均匀的组织。板坯加热温度越高，板坯软化且变形阻力降低，作为下面工序的轧制工序中的轧制变得越容易。但是，如果加热温度高，加热炉中的能量消耗变大，对制造成本或自然环境均不优选，所以加热温度的上限为1200℃。板坯的加热温度优选的上限为1150℃，优选的下限为1000℃。

予以说明，为了直到板坯的中央部都使温度均匀化，上述温度域中的加热时间优选为2小时以上。

（2）关于热轧工序

在上述条件下加热的板坯实施热加工制成所期待的形状，此时的热加工是在1000℃以下的温度进行轧制。在1000℃以下进行轧制是为了促进重结晶带来的晶粒的细粒化。在板坯加热温度高的情况下，在板坯温度降为1000℃以下之后开始轧制。

并且，在进行(i)的再加热淬火的情况下，在Ar₃点-100℃以 上且Ar₃+150℃以下的温度下完成轧制。在轧制完成温度低的情况下，即在轧制完成温度低于Ar₃点的情况下，即使接着进行水冷，也无法淬火、不能得到充分的马氏体组织。在该情况下，通过冷却一次后再加热进行淬火，可以得到马氏体组织。由此，即使轧制完成温度低于Ar₃点，如果冷却一次后再加热进行淬火，则可以得到马氏体组织。但是，如果轧制完成温度过低，板坯的变形阻力变大、轧制变困难，所以轧制完成温度的下限为Ar₃点-100℃。轧制完成温度优选的下限为Ar₃点。

另一方面，在轧制完成温度为Ar₃点以上的情况下，因为可以进行(ii)的直接淬火，所以不需要特意冷却后再加热。但是，再加热的方法更容易淬火，从而容易得到马氏体组织。因此，在进行再加热淬火的情况下，轧制完成温度的上限为Ar₃点+150℃。予以说明，在轧制完成温度为Ar₃点以上的情况下，也可进行(ii)的直接淬火，从省略再加热的观点出发，轧制完成温度优选的上限为Ar₃点。

另外，在进行(ii)的直接淬火的情况下，在Ar₃点以上且Ar₃+150℃以下的温度完成轧制。因为在下述所示的水冷工序中水冷开始温度为Ar₃点以上，所以轧制完成温度的下限为Ar₃点。从轧制完成时至水冷期间有稍微的滞后时间，在此期间钢的温度会降低。因此，轧制完成温度优选的下限为Ar₃点+50℃。另一方面，为了谋求将晶粒细粒、提高韧性，轧制完成温度的上限为Ar₃点+150℃。

（3）关于冷却工序

在进行(i)的再加热淬火的情况下，轧制完成后进行冷却，然后再加热到Ac₃点以上且950℃以下的温度后，进行水冷。对轧制完成后冷却的方式没有特别限定，在空气中自然冷却就足以。予以说明，被轧制材不需要通过轧制后的冷却而冷却至室 温，只要冷却至400℃左右就足以。冷却后再加热到Ac₃点以上且950℃以下的温度后，进行水冷。再加热温度为Ac₃点以上是为了将水冷开始温度为Ac₃点以上，其原因在于，如果不从奥氏体单相域开始冷却，则不能得到充分的马氏体组织比率，硬度、韧性也降低。考虑从再加热至水冷的滞后时间，再加热温度的下限优选为Ac₃点+50℃。另一方面，从为了加热而被消耗的能量的成本、时间的削减的观点出发，再加热温度的上限为950℃。予以说明，水冷不需要将被轧制材冷却至室温，冷却至200℃左右就足以。

另外，在进行(ii)的直接淬火的情况下，从Ar₃点以上的温度以冷却速度3.0℃/秒以上水冷至钢板的表面温度为200℃以下。该情况也从Ar₃点以上的温度进行冷却的原因，与进行(i)的再加热淬火的情况相同，是为了从奥氏体单相域冷却而保证充分的马氏体组织。冷却速度从淬火的观点出发优选为较快，优选以5.0℃/秒以上进行冷却。冷却速度的上限没有特别限定，考虑到现在的冷却装置的最大冷却速度，最大为60℃/秒左右。另外，冷却方式没有特别限定，可列举出例如水冷、雾冷却等。冷却进行到钢板的表面温度为200℃以下，其是为了可以得到充分的淬火组织。

以上，记载了本发明钢的制造方法，在各工序之间或各工序中也可以进行除垢、畸变校正、温度均匀化加热等的处理。另外，本发明的钢通过上述那样的制造方法制造后，可以不进行回火就作为耐磨钢而使用。

进一步，对本发明涉及的加工性、低温韧性优异的耐磨钢及其制造方法利用实施例进行更具体说明。可是，本发明并不限于此。

实施例

针对具有表1所示的化学组成以及特性的板坯，在表2所示的试验条件下，进行加热以及均热、热轧、冷却至室温、再加热以及淬火，得到板厚为12~50mm的试样（No.1~32）。予以说明，任一试样都没有进行回火处理。

表1

表2

针对这些试样，进行布氏表面硬度试验，与此同时在由钢板的表面至1/4的板厚部分、即板厚(1/4)t位置于-40℃下进行夏氏冲击试验。夏氏冲击试验中，在vE_-40显示27J以上的吸收能量的试样判断为低温韧性良好。进一步，进行弯曲试验来评价加工性。弯曲试验中，将JIS1号试验片沿轧制方向平行地采取，以弯曲半径3t（t为板厚）不产生破裂的试样判断为合格（○）。另外，用硝酸化乙醇腐蚀液（Nital）蚀刻后以500倍进行显微组织的观察，测定马氏体比率。试验结果一同表示在表2中。

其结果是，可知试样No.1~24全部是在本发明的范围内，硬度、韧性、加工性均优异。

与此相反，试样No.25是比较例，可知因为C量超过本发明的范围，所以硬度过高，加工性、韧性劣化。

试样No.26以及27是比较例，可知Si以及Mn分别在本发明的范围外，韧性劣化。

试样No.28是比较例，可知Cr在本发明的范围外，因为直接淬火（DQ）开始温度也低于Ar₃点，所以韧性劣化。

试样No.29是比较例，可知因为Ms高且DI/t低，所以马氏体比率变低，结果是韧性劣化。

试样No.30是比较例，可知Ti在本发明的范围外，韧性劣化。

试样No.31是比较例，可知因为直接淬火（DQ）开始温度低于Ar₃点，所以不能得到充分的马氏体比率，硬度以及韧性劣化。

试样No.32是比较例，可知因为再加热淬火时的再加热温度低，所以不能得到充分的马氏体比率，硬度以及韧性劣化。

产业上的可利用性

根据本发明，可以得到具有即使在寒冷地也能使用的韧性、加工性良好且制造条件不易影响特性的高韧性耐磨钢。本发明 钢可以作为例如土木、矿山用的建设机械、大型工业机械这样的、被要求耐磨性的机械的构成部件而使用。

Claims (2)

1.一种加工性优异的高韧性耐磨钢，其特征在于，其含有以质量％计为C:0.15～0.25％、Si:0.1～1.0％、Mn:0.4～1.3％、P:0.015％以下、S:0.005％以下、Cr:0.2～0.9％、Nb:0.005～0.03％、Ti:0.005～0.03％、B:0.0003～0.004％、Al:0.005～0.08％以及N:0.005％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成，满足下述(1)式以及(2)式，显微组织中的马氏体比率M为70％以上且满足下述(5)式，表面硬度以布氏硬度计为HBW400～500，

DI/t＝0.5～15.0   (1)式

Ms≦430           (2)式

M×C≦23          (5)式

此处，t为钢的板厚mm，DI为淬火性指数，Ms为马氏体相变开始温度℃，M表示马氏体比率％且C表示钢中碳的含量质量％，DI以及Ms各自基于下述的(3)式以及(4)式计算，予以说明，式中的元素标号表示钢中的各个元素的含量质量％，

$\mathrm{DI}=9.238\sqrt{\mathrm{}}C(1+0.64\mathrm{Si})(1+4.1\mathrm{Mn})(1+0.27\mathrm{Cu})(1+0.5\mathrm{Ni})$ $(1+2.33\mathrm{Cr})(1+3.14\mathrm{Mo})$         (3)式

Ms＝521-353xC-22xSi-24xMn-27xNi-18xCr-8xCu-16xMo(4)式。

2.根据权利要求1所述的加工性优异的高韧性耐磨钢，其特征在于，进一步含有以质量％计为Cu:0.5％以下、Ni:0.5％以下、Mo:0.5％以下、V:0.08％以下的元素中的1种或2种以上。