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CN102959112A - 焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板 - Google Patents

焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板 Download PDF

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CN102959112A CN2011800319079A CN201180031907A CN102959112A CN 102959112 A CN102959112 A CN 102959112A CN 2011800319079 A CN2011800319079 A CN 2011800319079A CN 201180031907 A CN201180031907 A CN 201180031907A CN 102959112 A CN102959112 A CN 102959112A
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wear
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Abstract

本发明提供适合建设机械、产业机械等的多道焊焊接部的韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板。具体而言，一种钢板，以质量%计，含有C：0.20～0.30%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.40～1.2%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Cr：0.40～1.5%、Nb：0.005～0.025%、Mo：0.05～1.0%、Ti：0.005～0.03%、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、B：0.0003～0.0020%，根据需要含有W、Cu、Ni、V、REM、Ca、Mg中的1种或2种以上，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））：45～180，C＋Mn/4－Cr/3＋10P≤0.47，并且，微观组织是以马氏体为基体相。

Description

焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板
技术领域
本发明涉及适合供于建设机械（construction machine）、产业机械（industrial machine）、造船（ship buiding）、钢管（steel pipe）、土木（civil engineering）、建筑等的板厚4mm以上的耐磨损钢板（abrasionresistant steel plate or steel sheet），特别涉及多道焊焊接部（malti passweld）的韧性（toughness）和耐延迟断裂特性（delayed fractureresistance）优异的耐磨损钢板。
背景技术
在建设机械、产业机械、造船、钢管、土木、建筑等的钢铁结构物或机械、装置等中使用热轧钢板时，有时要求钢板的耐磨损性（abrasionresistant property）。以往，作为钢材，为了保有优异的耐磨损性，通常提高硬度（hardness），而通过形成马氏体单相组织（martensite singlephase microstructure），能够飞跃地提高硬度。另外，为了提升马氏体组织自身的硬度，有效的是增加固溶C量（amount of solid solutioncarbon）。
因此，由于耐磨损钢板通常冷裂纹敏感性（cold crackingsusceptibility）高，焊接部的韧性差，所以用于焊接钢结构物（weldedsteel structure）时，通常使其贴合在与岩石（rock）、土砂（earth andsand）等接触的钢部件的表面作为覆盖层（liner）使用。例如，在翻斗车（damped motor lorry）的车斗（vessel）中，有时使用软钢通过焊接工艺进行组装后，仅在与土砂接触的车斗表面粘贴耐磨损钢板而进行利用。
然而，组装焊接结构物后粘贴耐磨损钢板的制造方法，制作麻烦、制造成本增大，所以需求一种可作为焊接结构物强度部件使用的、焊接性、焊接部韧性优异的耐磨损钢板，由此，例如提出了专利文献1～5的耐磨损钢板。
专利文献1涉及耐延迟断裂性优异的耐磨损性钢板及其制造方法，记载了为了改善耐延迟断裂特性而将低Si-低P-低S-Cr、Mo、Nb系组成中含有Cu、V、Ti、B以及Ca中的一种或二种以上的钢，直接淬火（direct quenching，也称为DQ），根据需要进行回火（tempering）的技术。
专利文献2涉及耐磨损性高的钢和钢制品的制造方法，记载了一种提高了耐磨损性的钢，其组成是在0.24～0.3C-Ni、Cr、Mo、B系中，满足由这些元素的含量形成的参数式（parameter formula），并且具有含5～15体积%的奥氏体（austenite）的马氏体或者马氏体·贝氏体组织（martensitic structure and bainitic structure），并且记载了在奥氏体化温度（austenitizing temperature）～450℃之间以1℃/秒以上的冷却速度冷却该成分的钢的技术。
专利文献3涉及韧性（toughness）和耐延迟断裂性优异的耐磨损钢材及其制造方法，记载了一种钢材，其成分组成是以Cr、Ti、B为必需成分，表层为回火马氏体（tempered martensite），内质部为回火马氏体和回火下贝氏体组织（tempered lower bainitic structure），并且，规定了壁厚方向与轧制方向的原始奥氏体粒径的比（aspect ratio of prioraustenite grain diameter），并且，记载了将该成分组成的钢，在900℃以下、累积压下率（cumulative reduction ratio）50%以上的条件进行热轧后，直接淬火，回火的技术。
专利文献4涉及韧性和耐延迟断裂性优异的耐磨损钢材及其制造方法，记载了一种钢材，其成分组成是以Cr、Ti、B为必需成分，表层为马氏体，内质部为马氏体和下贝氏体组织的混合组织或者下贝氏体单相组织，并且规定了以相对于板厚中央部的原始奥氏体粒径的轧制方向原始奥氏体粒径的比表示的原始奥氏体粒的伸长率（elongation rate），并且记载了将该成分组成的钢，在900℃以下、累积压下率50%以上的条件进行热轧后，直接淬火的技术。
专利文献5涉及焊接性（weldability）、焊接部的耐磨损性和耐腐蚀性（corrosion resistance）优异的耐磨损钢及其制造方法，记载了一种钢，其以4～9质量%的Cr为必需元素，含有Cu、Ni中的1种或2种，满足由特定成分的含量形成的参数式，并且记载了将该成分组成的钢，在950℃以下、累积压下率30%以上的条件进行热轧后，以Ac3以上的温度进行再加热，实施淬火处理的技术。
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
发明内容
然而，对于板厚为4mm以上的钢板的焊接接头而言，常采用多道焊（malti pass welding），在焊接部上，在先的焊道的熔合部（bond area）被后续的焊接再加热，出现韧性显著劣化的区域，特别是，对于耐磨损钢板而言，第1道的焊接的熔合部被后续的焊接再加热到300℃前后的情况下，由于低温回火脆化（low-temperature temperingembrittlement），韧性显著劣化。
认为低温回火脆化是由马氏体中的碳化物（carbide）的形态变化（morphology change）和杂质元素等的晶界偏析（intergranularsegregation）的协同作用所引起，在晶粒粗大且大量含有固溶N的熔合部变得尤为显著。已被指出在这样的再加热到低温回火脆化温度的区域上容易产生延迟断裂。
在专利文献1和2中没有记载提高耐磨损钢中的焊接部的韧性，专利文献3以及4均是出于提高母材的韧性的目的，规定了微观组织。专利文献5虽然探讨了焊接性、焊接部的耐磨损性，但不是以提高焊接部韧性为目的，专利文献1～5等中提出的耐磨损钢均未实现对多道焊焊接部的韧性和耐延迟断裂特性这两者的改善。
因此，本发明的目的在于，在不引起生产率的降低和制造成本的增大的前提下，提供多道焊焊接部的韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板。
本发明人等为了实现上述课题，以耐磨损钢板为对象，为了确保多道焊焊接部的韧性和耐延迟断裂特性，对钢板的化学成分、制造方法以及决定微观组织的各种要素进行深入研究，得到了以下见解。
1.为了确保优异的耐磨损特性，必须使钢板的基体组织（basemicrostructure or main microstructure）（也称为基体相（base phase ormain phase））为马氏体。因此，重要的是严格管理钢板的化学组成，确保淬透性。
2.为了实现优异的多道焊焊接部的韧性，必须抑制焊接热影响部（welded heat affected zone）的晶粒粗大化，因此有效的是在钢板中分散微细的析出物，利用钉扎效应（pinning effect）。因此，重要的是Ti、N的管理。
3.减少在初层的熔合部中的固溶N，是对抑制由后续的焊接导致的低温回火脆化有效的。因此，为了将固溶N固定为BN，重要的是严格管理B。
4.为了确保焊接热影响部在低温回火脆化温度区域中的优异的韧性，抑制延迟断裂，重要的是适当管理C、Mn、Cr、Mo、P等的合金元素量。
本发明是在得到的见解上进一步进行研究而完成的，即，本发明为如下：
1.一种焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，具有如下组成：以质量%计，含有C：0.20～0.30%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.40～1.2%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Cr：0.40～1.5%、Mo：0.05～1.0%、Nb：0.005～0.025%、Ti：0.005～0.03%、Al：0.1%以下、N：
0.0015～0.0060%、B：0.0003～0.0020%，由式（1）表示的淬透性指数（hardenability index）DI＊为45以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质形成，并且，微观组织以马氏体为基体相。
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）
在式（1）中，各元素符号为含量（质量%）。
2.如1所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在上述钢组成中，以质量%计进一步含有W：0.05～1.0%。
3.如1或2所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在上述钢组成中，以质量%计进一步含有Cu：1.5%以下、Ni：2.0%以下以及V：0.1%以下中的1种或2种以上。
4.如1~3中任一项所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在上述钢组成中，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.如1~4中任一项所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，上述钢板的表面硬度以布氏硬度（Brinell hardness）计为400HBW10/3000以上。
6.如1~5中任一项所述的钢板，是淬透性指数DI＊为180以下的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板。
7.如1~6中任一项所述的钢板，是满足式（2）的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板。
C＋Mn/4－Cr/3＋10P≤0.47·····（2）
在式（2）中，各元素符号为含量（质量%）。
根据本发明，得到在多道焊焊接部具有优异的韧性和耐延迟断裂特性的耐磨损钢板，有助于提高制造钢结构物时的制造效率、安全性，在产业上起到显著的效果。
附图说明
图1是说明T型角焊缝裂纹试验的图。
图2是焊接部的夏比冲击试验片的采集位置。
具体实施方式
在本发明中规定成分组成和微观组织。
［成分组成］在以下说明中%为质量%。
C：0.20～0.30%
C是对于提高马氏体的硬度，确保优异的耐磨损性重要的元素，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%，则不仅焊接性劣化，因多道焊焊接部中的熔合部的低温回火，韧性也劣化。因此，限定在0.20～0.30%的范围。优选为0.20～0.28%。
Si：0.05～1.0%
Si作为脱氧剂（deoxidizing agent）发挥作用，不仅在制钢上需要，还具有固溶在钢中通过固溶强化（solid solution strengthening）使钢板高硬度化的效果。并且具有抑制多道焊焊接部中的熔合部的低温回火所致的韧性劣化的效果。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%，则多道焊热影响部的韧性显著劣化，所以限定在0.05～1.0%的范围。优选为0.07～0.5%。
Mn：0.40～1.2%
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1.2%，则不仅母材的韧性、延性以及焊接性劣化，还助长P的晶界偏析，助长延迟断裂的发生。因此，限定在0.40～1.2%的范围。优选为0.40～1.1%。
P：0.010%以下
如果含有P超过0.010%，则在晶界偏析，成为延迟断裂产生的起点，并且使多道焊焊接部的韧性劣化。因此，以0.010%为上限，优选尽量减少。应予说明，由于过度地减少P使精炼成本（refining cost）上涨对经济不利，所以优选为0.002%以上。
S：0.005%以下
由于S使母材的低温韧性（low-temperature toughness）、延性（ductility）劣化，所以优选以0.005%为上限进行减少。
Cr：0.40～1.5%
在本发明中Cr为重要的合金元素，具有增加钢的淬透性的效果，并且具有抑制多道焊焊接部中的熔合部的低温回火所致的韧性劣化的效果。这是由于通过含有Cr，延迟C在钢板中的扩散，当再加热到发生低温回火脆化的温度区域时，抑制马氏体中的碳化物的形态变化。为了具有这样的效果，必须含有0.40%以上。另一方面，如果含有超过1.5%，则效果饱和，经济上不利，并且焊接性下降。因此，限定在0.40～1.5%的范围。优选为0.40～1.2%。
Mo：0.05～1.0%
Mo是显著增加淬透性，对母材高硬度化有效的元素。并且，具有抑制多道焊焊接部中的熔合部的低温回火所致的韧性劣化的效果。为了得到这样的效果，设为0.05%以上。但是，由于超过1.0%，则对母材韧性、延性以及耐焊接断裂性造成负面影响，所以设为1.0%以下。因此，限定在0.05～1.0%的范围。优选为0.1～0.8%。
Nb：0.005～0.025%
Nb作为碳氮化物（carbonitride）析出，使母材和多道焊焊接部的微观组织微细化，并且是兼具固定固溶N而改善多道焊焊接部的韧性和抑制延迟断裂（delayed fracture）发生的效果的重要元素。为了得到这样的效果，必须含有0.005%以上。另一方面，如果含有超过0.025%，则析出粗大的碳氮化物，成为断裂的起点。因此，限定在0.005～0.025%的范围。优选为0.007～0.023%。
Ti：0.005～0.03%
Ti通过固定固溶N形成TiN而具有抑制多道焊焊接部的熔合部中的晶粒的粗大化的效果，并且具有抑制因固溶N减少所致的低温回火温度区域中的韧性劣化和延迟断裂的发生的效果。为了得到这些效果，必须含有0.005%以上。另一方面，如果含有超过0.03%，则析出TiC，母材韧性劣化。因此，限定在0.005～0.03%的范围。优选为0.007～0.025%。
Al：0.1%以下
Al作为脱氧剂发挥作用，在钢板的钢液脱氧工序中，尤为常用。另外，通过固定钢中的固溶N，形成AlN，从而具有抑制多道焊焊接部的熔合部中的晶粒粗大化的效果，并且具有抑制因固溶N减少所致的低温回火温度区域中的韧性劣化和延迟断裂的发生的效果。另一方面，如果含有超过0.1%，则焊接时混入到焊接金属（weld metal），使焊接金属的韧性劣化，因此限定在0.1%以下。优选为0.01～0.07%。
N：0.0015～0.0060%
N与Ti结合作为TiN析出，从而抑制热影响部（HAZ）的奥氏体粒的粗大化，有助于高韧化。为了确保具有这样的效果的TiN的需要量，必须含有0.0015%以上的N。另一方面，如果含有超过0.0060%，则在焊接时加热到TiN溶解的温度的区域中，固溶N量增加，低温回火温度区域中的韧性劣化变得显著。因此，N限定在0.0015～0.0060%。优选为0.0020～0.0055%。
B：0.0003～0.0020%
B是以微量的添加就可显著增加淬透性，对母材高硬度化有效的元素。并且，具有在焊接时加热到TiN溶解的温度的区域中，使固溶N作为BN固定，抑制因后续的焊接所致的低温回火温度区域中的韧性劣化的效果。为了得到这样的效果，优选为0.0003%以上，如果超过0.0020%，则对母材韧性、延性以及耐焊接断裂性（weld crackresistance）造成负面影响，因此设为0.0020%以下。优选为0.0005～0.0018%。剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
在本发明中，为了进一步提高特性，在上述基本成分体系的基础上，还可以含有W、Cu、Ni、V、REM、Ca、Mg中的1种或2种以上。
W：0.05～1.0%
W是显著增加淬透性，对母材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、延性以及耐焊接断裂性造成负面影响，因此设为1.0%以下。
Cu、Ni、V均为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。
Cu：1.5%以下
Cu是增加淬透性，对母材高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.1%以上，但如果超过1.5%，则效果饱和，产生热脆性（hot brittleness）而使钢板的表面性状劣化，因此设为1.5%以下。
Ni：2.0%以下
Ni是增加淬透性，对母材高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.1%以上，如果超过2.0%，则效果饱和，经济上不利，因此设为2.0%以下。
V：0.1%以下
V是增加淬透性，对母材高硬度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选为0.01%以上，但如果超过0.1%，则使母材韧性和延性劣化，因此设为0.1%以下。
REM、Ca以及Mg均有助于提高韧性，根据所希望的特性选择性添加。添加REM时，优选为0.002%以上，但即便超过0.008%效果也饱和，因此以0.008%为上限。
添加Ca时，优选为0.0005%以上，但即便超过0.005%效果也饱和，因此以0.005%为上限。
添加Mg时，优选为0.001%以上，但即便超过0.005%效果也饱和，因此以0.005%为上限。
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%）。
本参数DI＊（淬透性指数）是为了在上述成分组成的范围内，使母材的基体组织为马氏体，使其具有优异的耐磨损性而进行规定的参数，本参数的值为45以上。低于45时，从板厚表层的淬透深度小于10mm，作为耐磨损钢寿命短。
如果本参数的值超过180，则母材的基体组织为马氏体，耐磨损性良好，但焊接时的冷裂纹性和焊接部的低温韧性劣化，因此优选为180以下。更优选为50～160的范围。
C＋Mn/4－Cr/3＋10P≤0.47···（2）
各元素符号为含量（质量%）。
以使母材的基体组织为马氏体，制成进行焊接施工时熔合部和低温回火脆化区域上均具有优异的韧性的成分组成时，需要在上述成分组成的范围内，使本参数：C＋Mn/4－Cr/3＋10P的值为0.47以下。超过0.47时，虽然母材的基体组织为马氏体，耐磨损性良好，但焊接部的韧性显著劣化。优选为0.45以下。
［微观组织］
在本发明中，为了提高耐磨损特性，将钢板的微观组织的基体相规定为马氏体。由于马氏体以外的贝氏体（bainite）、铁素体（ferrite）等组织降低耐磨损性，所以优选尽量不混合，如果这些组织的总计面积分率（area ratio）低于10%，则可以忽略其影响。另外，钢板的表面硬度以布氏硬度计低于400HBW10/3000时，作为耐磨损钢寿命短。因此，优选表面硬度以布氏硬度（Brinell hardness）计为400HBW10/3000以上。
此外，在本发明开发的钢中，熔合部的微观组织为马氏体和贝氏体的混合组织。由于马氏体和贝氏体以外的铁素体等组织降低耐磨损性，所以优选尽量不混合，如果这些组织的总计面积比低于20%，则可以忽略其影响。
并且，为了确保熔合部的韧性，在本发明开发的钢中，优选Nb和Ti的碳氮化物中平均粒径为1μm以下的存在1000个/mm2以上，原始奥氏体的平均结晶粒径低于200μm且由倾角为15°以上的大角度晶界包围的下组织的平均结晶粒径低于70μm。
本发明涉及的耐磨损钢可以用以下的制造条件进行制造。在说明中，与温度相关的“℃”表示在板厚的1/2位置处的温度。优选用公知的熔炼方法熔炼上述组成的钢液，利用连续铸造法（continuous castingprocess）或者铸锭·开坯法，制成规定尺寸的板坯（slab）等的钢素材。
接着，将得到的钢素材不经过冷却地立即加热到950～1250℃后，或者在冷却后加热到950～1250℃后，进行热轧，制成所希望的板厚的钢板。热轧之后立即进行水冷，或者再加热，进行淬火。其后，根据需要，实施在300℃以下条件下的回火。
实施例1
用转炉（steel converter）-钢包精炼（ladle refining）-连续铸造法来调制成表1所示的各种成分组成的钢板坯（steel slab）加热到1000～1250℃后，以表2所示的制造条件实施热轧，对部分钢板实施轧制后，立即进行水冷（淬火（DQ）），对另一部分钢板在轧制后进行空冷、再加热后，进行水冷（淬火（RQ））。
按下述要领对得到的钢板实施表面硬度测定、耐磨损性评价、母材韧性测定、T型角焊缝裂纹试验（耐延迟断裂特性评价）、焊接部再现热循环试验以及实际接头的焊接部的韧性试验。将得到的结果示于表3。
［表面硬度1］
表面硬度测定是基于JIS Z2243（1998），测定表层下的表面硬度（在除去表层的氧化皮后测定的表面的硬度）。测定使用直径10mm的钨硬球（tungsten hard ball），负载为3000kgf。
［母材韧性1］
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，采集V缺口试验片（Vnotch test specimen），基于JIS Z2242（1998年）的规定对各钢板实施各温度3个的夏比冲击试验（Charpy impact test），求出在试验温度0℃和-40℃的吸收能量（absorbed energy），评价母材韧性。试验温度0℃是考虑到在温暖地区的使用而选定的。
将试验温度0℃的吸收能量（有时称为vE0。）的3个试验片的平均值为30J以上评价为母材韧性优异（本发明范围内）。
［耐磨损性1］
耐磨损性是基于ASTM G65的规定，实施橡胶轮试验(rubber wheelabrasion test）而得的。试验片为10mmt（t：板厚）×75mmw（w：宽度）×20mmL（L：长度）（板厚低于10mmt时，t（板厚）×75mmw×20mmL），磨损材料使用100%SiO2磨损砂（abrasive sand）而进行实施。
测定试验前后的试验片重量，测定磨损量。试验结果是以软钢板（SS400）的磨损量为基准（1.0），以耐磨损比：（软钢板的磨损量）/（各钢板的磨损量）来评价。耐磨损比越大，意味着耐磨损性越优异，在本发明范围中，将耐磨损比4.0以上评价为耐磨损性优异。
［延迟断裂1］
T型角焊缝裂纹试验（T shape fillet weld cracking test）是在如图1所示地组装成T型的试验体以焊条电弧焊（shielded metal arc welding）实施拘束焊接（restriction welding）后，在室温（25℃×湿度60%）或者预热到100℃后，实施试验焊接。
焊接方法如下：以焊条电弧焊（焊接材料：LB52UL（4.0mmΦ），热输入为17kJ/cm，实施3层6道的焊接。试验后，在室温放置48小时后，采集5片试验板焊接部截面观察试样（对200mm焊道长进行5等分），通过投影机和光学显微镜（optical microscope）观察在焊接热影响部有无裂纹的发生。无论是无预热，还是预热到100℃，当采集的各5片截面试样中，在焊接热影响部完全无裂纹的发生的情况评价为耐延迟断裂特性优异。
［焊接部韧性1-1］
焊接再现热循环试验（synthetic heat-affected zone test）是模拟进行焊接热输入17kJ/cm的2层二氧化碳电弧焊时的熔合部的低温回火。实施如下热循环：使1层焊接（初层）的熔合部在1400℃保持1秒钟，使800～200℃的冷却时间为30℃/s，接着作为2层焊接（后续的焊接）的低温回火，在300℃保持1秒钟，使300～100℃以5℃/s进行。
用高频感应加热装置（high-frequency induction heating device）对从轧制方向采集的方棒状试验片（square bar test specimen）施加上述热循环（heat cycle）后，基于JISZ2242（1998年）进行V缺口夏比冲击试验。V缺口夏比冲击试验是使试验温度为0℃对各钢板以3个试验片进行。
将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为30J以上评价为HAZ韧性优异（本发明范围内）。
应予说明，对于板厚低于10mm的钢板，采集小尺寸（5mm×10mm）的V缺口夏比试验片，实施夏比冲击试验，将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为15J以上评价为HAZ韧性优异（本发明范围内）。
［焊接部韧性1-2］
并且，为了确认实际接头的韧性，以焊条电弧焊（shielded metal arcwelding）（热输入（heat input）17kJ/cm、预热150℃、道间温度150℃、焊接材料（welding material）：LB52UL（4.0mmΦ））制造多道焊焊接头（“レ”坡口（レshape groove））。
从焊接接头，在表面下1mm的位置采集夏比冲击试验片。缺口位置（notch location）是“レ”坡口的与钢板表面垂直的坡口侧的熔合区。使用这样采集的试验片，基于JISZ2242（1998年）进行V缺口夏比冲击试验。在图2中示出夏比冲击试验片的采集位置和缺口位置。
实际接头（actual weld joint）的V缺口夏比冲击试验是使试验温度为0℃用3个试验片进行的。吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为30J以上评价为多道焊焊接部的韧性优异（本发明范围内）。
应予说明，对于板厚低于10mm的钢板，采集小尺寸（5mm×10mm）的V缺口夏比试验片，实施夏比冲击试验，将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为15J以上评价为熔合部韧性优异（本发明范围内）。
在表2中示出进行试验的钢板的制造条件，在表3中示出上述各试验的结果。可确认本发明例（钢No.1～5）中表面硬度为400HBW10/3000以上，耐磨损性优异，0℃的母材韧性为30J以上，并且在T型角焊缝裂纹试验中不发生裂纹，另外，焊接部再现热循环试验和实际焊接头韧性中均具有优异的韧性，焊接部韧性优异。
另一方面，可确认成分组成在本发明范围外的比较例（No.6～19）中表面硬度、耐磨损性、T型角焊缝裂纹试验、母材韧性、再现热循环夏比冲击试验、实际接头夏比冲击试验（Charpy impact test of actualweld joint）中的一个或者多个无法满足目标性能。
实施例2
用转炉-钢包精炼-连续铸造法来调制为表4所示的各种成分组成的钢板坯加热到1000～1250℃后，以表5所示的制造条件实施热轧，对一部分钢板实施轧制后，立即进行水冷（淬火（DQ）），对另一部分钢板在轧制后进行空冷、再加热后，进行水冷（淬火（RQ））。
按下述要领对得到的钢板实施表面硬度测定、耐磨损性评价、母材韧性测定、T型角焊缝裂纹试验（耐延迟断裂特性评价）、焊接部再现热循环试验以及实际接头的焊接部的韧性试验。将得到的结果示于表6。
［表面硬度2］
表面硬度测定是基于JIS Z2243（1998），测定表层下的表面硬度（在除去表层的氧化皮后测定的表面的硬度）。测定使用直径10mm的钨硬球，负载为3000kgf。
［母材韧性2］
基于JIS Z2202（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，采集V缺口试验片，基于JIS Z2242（1998年）的规定对各钢板实施各温度3个试验片的夏比冲击试验，求出在试验温度0℃和-40℃的吸收能量，评价母材韧性。试验温度0℃是考虑到在温暖地区的使用，试验温度-40℃是考虑到在寒冷地区（cold region）的使用而选定的。
将在试验温度0℃的吸收能量（有时称为vE0。）的3个试验片的平均值为30J以上且在试验温度-40℃的吸收能量（有时称为vE-40。）的3个试验片的平均值为27J以上评价为母材韧性优异（本发明范围内）。应予说明，对于板厚低于10mm的钢板，采集小尺寸（5mm×10mm）的V缺口夏比试验片，实施夏比冲击试验，将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为15J以上且吸收能量（vE-40）的3个试验片的平均值为13J以上评价为母材韧性优异（本发明范围内）。
［耐磨损性2］
耐磨损性是基于ASTM G65的规定，实施橡胶轮试验。试验片为10mmt（t：板厚）×75mmw（w：宽度）×20mmL（L：长度）（板厚低于10mmt时，t（板厚）×75mmw×20mmL），磨损材料使用100%SiO2磨损砂来进行实施。
测定试验前后的试验片重量，测定磨损量。试验结果是以软钢板（SS400）的磨损量为基准（1.0），以耐磨损比：（软钢板的磨损量）/（各钢板的磨损量）来评价。耐磨损比越大，意味着耐磨损性越优异，在本发明范围中，将耐磨损比4.0以上评价为耐磨损性优异。
［延迟断裂2］
T型角焊缝裂纹试验是将如图1所示地组装成T型的试验体以焊条电弧焊实施拘束焊接后，在室温（25℃×湿度60%）或者预热到100℃后，实施试验焊接。
焊接方法如下：以焊条电弧焊（焊接材料：LB52UL（4.0mmΦ），热输入为17kJ/cm，实施3层6道的焊接。试验后，在室温放置48小时后，采集5片试验板的焊接部截面观察试样（对焊道长200mm进行5等分），通过投影机和光学显微镜观察在焊接热影响部有无裂纹的发生。无论是无预热，还是预热到100℃，当采集的各5片截面试样中，在焊接热影响部完全无裂纹的发生的情况评价为耐延迟断裂特性优异。
［焊接部韧性2-1］
焊接再现热循环试验是模拟进行焊接热输入17kJ/cm的2层二氧化碳电弧焊（two layer CO2gas shielded arc welding）时的焊接热影响部的熔合部的低温回火。实施如下热循环：使1层焊接（初层）的熔合部在1400℃保持1秒钟，使800～200℃的冷却速度为30℃/s，接着作为2层焊接（后续的焊接）的低温回火，在300℃保持1秒钟，使300～100℃以5℃/s进行冷却。
用高频感应加热装置对从轧制方向采集的方棒状试验片施加上述热循环后，基于JISZ2242（1998年）进行V缺口夏比冲击试验。V缺口夏比冲击试验是使试验温度为0℃和-40℃，对各钢板以3个试验片进行。
将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为30J以上且吸收能量（vE-40）的3个试验片的平均值为27J以上评价为HAZ韧性优异（本发明范围内）。
应予说明，对于板厚低于10mm的钢板，采集小尺寸（5mm×10mm）的V缺口夏比试验片，实施夏比冲击试验，将吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为15J以上且吸收能量（vE-40）的3个试验片的平均值为13J以上评价为HAZ韧性优异（本发明范围内）。
［焊接部韧性2-2］
并且，为了进一步确认实际接头（actual weld joint）的韧性，以焊条电弧焊（热输入17kJ/cm、预热150℃、道间温度150℃、焊接材料：LB52UL（4.0mmΦ））制造多道焊焊接头（“レ”坡口）。
从焊接接头，在表面下1mm的位置采集夏比冲击试验片。缺口位置是“レ”坡口的与钢板表面垂直的坡口侧的熔合区。使用这样采集的试验片，基于JISZ2242（1998年）进行V缺口夏比冲击试验。在图2中示出夏比冲击试验片的采集位置和缺口位置。
实际接头的V缺口夏比冲击试验是使试验温度为0℃和-40℃，在各试验温度以3个试验片进行。吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为30J以上且吸收能量（vE-40）的3个试验片的平均值为27J以上评价为多道焊焊接部的韧性优异（本发明范围内）。
应予说明，对于板厚低于10mm的钢板，采集小尺寸（5mm×10mm）的V缺口夏比试验片，实施夏比冲击试验，吸收能量（vE0）的3个试验片的平均值为15J以上且吸收能量（vE-40）的3个试验片的平均值为13J以上评价为多道焊焊接部韧性优异（本发明范围内）。
在表5中示出进行试验的钢板的制造条件，在表6中示出上述各试验的结果。可确认本发明例（钢No.20～22（其中，No.22为板厚8mm））中表面硬度为400HBW10/3000以上，耐磨损性优异，0℃的母材韧性为30J以上且-40℃的母材韧性为27J以上，并且在T型角焊缝裂纹试验中不发生裂纹，另外，焊接部再现热循环试验和实际焊接接头的韧性中也有优异的韧性，多道焊焊接部韧性优异。
另一方面，成分组成在本发明范围内，但DI＊超过180的钢No.23中，表面硬度、耐磨损性、母材韧性良好，但T型焊接裂纹试验、焊接部再现热循环试验以及实际焊接接头韧性将接近目标性能的下限，与其他的发明例相比较差。对于钢No.24而言，成分组成中，Si在本发明范围外，因此表面硬度、耐磨损性、母材韧性虽然良好，但T型焊接裂纹试验、焊接部再现热循环试验结果以及实际焊接部韧性无法满足目标性能。
钢No.25虽然成分组成在本发明范围内，但式（2）的左边的参数：C＋Mn/4－Cr/3＋10P的值超过0.47，所以焊接部再现热循环试验结果和实际焊接接头韧性接近目标性能的下限，与其他的发明例相比较差。此外，在表4、5、6的记载中钢No.23是成分组成在本发明技术方案3的范围内，但DI＊的值在本发明技术方案6的范围外，因此将其作为比较例。钢No.25成分组成在本发明技术方案1的范围内，但不满足式（2），在本发明技术方案7的范围外，因此将其作为比较例。
Figure BDA00002661792700181
表2
注1：下划线为本发明范围外
Figure BDA00002661792700201
Figure BDA00002661792700211
表5
Figure BDA00002661792700221
注1：下划线为本发明范围外
Figure BDA00002661792700231

Claims (7)

1.一种焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，具有如下组成：
以质量%计，含有C：0.20～0.30%、Si：0.05～1.0%、Mn：0.40～1.2%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Cr：0.40～1.5%、Mo：0.05～1.0%、Nb：0.005～0.025%、Ti：0.005～0.03%、Al：0.1%以下、N：0.0015～0.0060%、B：0.0003～0.0020%，由式（1）表示的淬透性指数DI＊为45以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质形成，并且，微观组织是以马氏体为基体相；
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）
式（1）中，各元素符号是以质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，所述钢组成中，以质量%计进一步含有W：0.05～1.0%。
3.根据权利要求1或2所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，在所述钢组成中，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中任一项所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，其特征在于，所述钢组成中，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1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板，所述钢板的表面硬度以布氏硬度计为400HBW10/3000以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，是淬透性指数DI*为180以下的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢板，是满足式（2）的焊接部韧性和耐延迟断裂特性优异的耐磨损钢板；
C＋Mn/4–Cr/3＋10P≤0.47·····（2）
在式（2）中，各元素符号是以质量%计的含量。
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