PL202086B1 - Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie - Google Patents

Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie

Info

Publication number
PL202086B1
PL202086B1 PL375543A PL37554303A PL202086B1 PL 202086 B1 PL202086 B1 PL 202086B1 PL 375543 A PL375543 A PL 375543A PL 37554303 A PL37554303 A PL 37554303A PL 202086 B1 PL202086 B1 PL 202086B1
Authority
PL
Poland
Prior art keywords
sheet
steel
temperature
optionally
plate
Prior art date
Application number
PL375543A
Other languages
English (en)
Other versions
PL375543A1 (pl
Inventor
Jean Beguinot
Jean-Georges Brisson
Original Assignee
Industeel Creusot
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 Industeel Creusot filed Critical Industeel Creusot
Publication of PL375543A1 publication Critical patent/PL375543A1/pl
Publication of PL202086B1 publication Critical patent/PL202086B1/pl

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C22C38/14—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
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • 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

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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Przedmiotem wynalazku jest blacha stalowa odporna na scieranie, charakteryzuj aca si e tym, ze sk lad chemiczny stali, z której wykonana jest blacha, zawiera wagowo: 0,24% = C = 0,35%, 0% = Si = 2%, 0% = Al = 2%, 0,5% = Si + Al = 2%, 0% = Mn = 2,5%, 0% = Ni = 5%, 0% = Cr = 5%, 0% = Mo = 1%, 0% = W = 2%, 0,1% = Mo + W/2 = 1%, 0% = B = 0,02%, 0% = Ti = 1,1%, 0% = Zr = 2,2%, 0,05% < Ti + Zr/2 = 1,1%, 0% = S = 0,15%, N < 0,03%, ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi, ewentual- nie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spo sród Nb, Ta i V o zawarto sciach takich, ze Nb/2+Ta/4+V = 0,5%, ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spo sród Se, Te, Ca, Bi, Pb o zawarto sciach mniejszych lub równych 0,1%, przy czym reszt e stanowi zelazo i zanieczyszczenia wynikaj ace z wytapiania. Ponadto sk lad chemiczny stali spe lnia nast epuj ac a zale znosc: C* - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 = 0,095% i 1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2) 1/2 + K 1,8 gdzie K = 0,5 je sli B = 0,0005% i K = 0 je sli B < 0,0005%. Przedmiotem wynalazku jest te z sposób wytwarzania blachy sta- lowej odpornej na scieranie, który charakteryzuje si e tym, ze sk lad chemiczny stali, z której wykonana jest blacha jest taki jak podano powy zej. Wed lug tego sposobu blach e poddaje si e obróbce cieplnej hartowania, przeprowadzanej z kszta ltowaniem na gor aco, na przyk lad przez walcowanie, lub po au- stenityzacji przez podgrzewanie w piecu, przy czym aby przeprowadzi c hartowanie ch lodzi si e blach e ze sredni a pr edko scia ch lodzenia wy zsz a ni z 0,5°C/s mi edzy temperatur a wy zsz a od A C3 a temperatur a zawart a mi edzy T = 800 - 270xC* - 90xMn - 37xNi - 70xCr - 83x(Mo + W/2), i w przybli- zeniu T - 50°C, po czym ch lodzi si e blach e ze sredni a pr edko sci a ch lodzenia rdzenia Vr < 1150xep -1,7 i wy zsz a ni z 0,1°C/s mi edzy temperatur a T i 100°C, gdzie ep jest grubo scia blachy wyra zon a w mili- metrach, a nast epnie ch lodzi si e t e blach e a z do temperatury otoczenia i ewentualnie przeprowadza sie prostowanie. PL PL PL PL PL

Description

Opis wynalazku
Przedmiotem wynalazku jest blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie.
Znane są stale o wysokiej odporności na ścieranie, których twardość w przybliżeniu wynosi 600 w skali Brinella. Stale te zawieraj ą od 0,4% do 0,6% wę gla i od 0,5% do 3% co najmniej jednego pierwiastka stopowego, takiego jak mangan, nikiel, chrom i molibden, i są one hartowane dla nadania im struktury całkowicie martenzytycznej. Ale stale takie są bardzo trudne do spawania i wykrawania. Aby zaradzić tym niedogodnościom zaproponowano, zwłaszcza w opisie patentowym EP 0 739 993, zastosowanie do tych samych celów stali o niższej twardości, której zawartość węgla wynosi w przybliżeniu 0,27%, i która ma strukturę hartowaną zawierającą znaczną ilość austenitu szczątkowego. Jednak stale takie są trudne do spawania lub do wykrawania.
Celem niniejszego wynalazku jest zaradzenie tym niedogodnościom, poprzez zaproponowanie blachy stalowej, której odporność na ścieranie jest porównywalna do odporności na ścieranie stali znanych, ale która bardziej nadaje się do spawania i do cięcia termicznego.
Zgodnie z wynalazkiem, blacha stalowa odporna na ścieranie, charakteryzuje się tym, że skład chemiczny stali, z której wykonana jest blacha, zawiera wagowo:
0,24% < C < 0,35%
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 5%
0% < Mo < 1%
0% < W < 2%
0,1% < Mo + W/2 < 1%
0% < B < 0,02%
0% < Ti < 1,1%
0% < Zr < 2,2%
0,35% < Ti + Zr/2 < 1,1%
0% < S < 0,15%
N < 0,03%
- ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spoś ród Nb, Ta i V o zawartościach takich, że Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Se, Te, Ca, Bi, Pb o zawartościach niższych lub równych 0,1%, przy czym resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, a skład chemiczny spełnia ponadto następujące zależności:
C* - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% i
1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 gdzie K = 0,5 jeśli B > 0,0005% i K = 0 jeśli B < 0,0005%, przy czym stal ma strukturę martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną, i struktura ta zawiera od 5% do 20% austenitu szczątkowego oraz węgliki.
Skład chemiczny stali, z której wykonana jest blacha korzystnie spełnia następujące zależności, niezależnie od siebie, a mianowicie:
1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 2,
Ti + Zr/2 > 0,4%,
C* > 0,12%,
Si + Al > 0,7%.
Korzystnie, blacha ma grubość w zakresie od 2 mm do 150 mm.
Natomiast sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie, charakteryzuje się tym, że skład chemiczny stali, z której wykonana jest blacha zawiera wagowo:
PL 202 086 B1
0,24% < C<0,35%,
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 5%
0% < Mo < 1%
0% < W < 2%
0,1% < Mo + W/2 < 1%
0% < B < 0,02%
0% < Ti < 1,1%
0% < Zr < 2,2%
0,35% < Ti + Zr/2 < 1,1%
0% < S < 0,15%
N < 0,03%
- ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spoś ród Nb, Ta i V o zawartoś ciach takich, że Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Se, Te, Ca, Bi i Pb o zawartościach mniejszych lub równych 0,1%, a resztę stanowi ż elazo i zanieczyszczenia wynikają ce z wytapiania, przy czym ponadto ten skład chemiczny spełnia następujące zależności:
C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% i
1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 gdzie K = 0,5 jeśli B > 0,0005% i K = 0 jeśli B < 0,0005%, zgodnie z którym to sposobem poddaje się blachę obróbce cieplnej hartowania, przeprowadzanej z kształtowaniem na gorąco, na przykład przez walcowanie, lub po austenityzacji przez podgrzewanie w piecu, przy czym, aby przeprowadzić hartowanie:
- chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia wyższą niż 0,5°C/s między temperaturą wyższą od AC3 a temperaturą zawartą między T = 800 - 270xC* - 90xMn - 37xNi - 70xCr - 83x(Mo + W/2), i w przybliżeniu T - 50°C, po czym
- chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia rdzenia Vr < 1150xep-1,7 i wyższą niż 0,1°C/s między temperaturą T i 100°C, gdzie ep jest grubością blachy wyrażoną w milimetrach, a następnie
- chłodzi się blachę aż do temperatury otoczenia i ewentualnie przeprowadza się prostowanie.
W sposobie wytwarzania blachy według wynalazku korzystnie stosuje się stal, której skład chemiczny spełnia następujące zależności, niezależnie od siebie, a mianowicie:
1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 2,
Ti + Zr/2 > 0,4%,
C* > 0,12%,
Si + Al > 0,7%.
Korzystnie, w sposobie według wynalazku ponadto przeprowadza się odpuszczanie w temperaturze niższej lub równej 350°C, a korzystnie niższej niż 250°C.
Korzystnie, dla dodania tytanu do stali doprowadza się stal ciekłą do styczności z żużlem zawierającym tytan, i powoduje się powolną dyfuzję tytanu z żużla do ciekłej stali.
Blacha otrzymana tym sposobem ma strukturę martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną, która to struktura zawiera od 5% do 20% austenitu szczątkowego, jak również węgliki, a grubość blachy może być zawarta, jak nadmieniono powyżej, między 2 mm a 150 mm, a jej płaskość scharakteryzowana jest strzałką ugięcia o wartości mniejszej lub równej 12 mm/m, a korzystnie o wartości mniejszej od 5 mm/m.
Poniżej wynalazek opisany zostanie w sposób bardziej dokładny, ale nie ograniczający, i zostanie zilustrowany przykładami.
Aby wytworzyć blachę według wynalazku, wykonuje się stal, której skład chemiczny zawiera, w % wagowych:
PL 202 086 B1
- od 0,24% do 0,35% węgla, aby umoż liwić utworzenie znacznych ilości węglików i otrzymanie wystarczającej twardości, jednak przy zachowaniu wystarczającej zdatności do spawania, przy czym korzystnie zawartość węgla jest niższa od 0,325%, a korzystniej niższa od 0,3%,
- od 0% do 1,1% tytanu, od 0% do 2,2% cyrkonu, przy czym suma Ti + Zr/2 musi być wyż sza od 0,35%, a korzystnie wyższa od 0,4%, a jeszcze korzystniej wyższa od 0,5%, aby utworzyć znaczne ilości grubych węglików, jednak ta suma powinna pozostawać niższa od 1,1% tak, aby zachować wystarczającą ilość węgla w roztworze w osnowie po utworzeniu węglików, a korzystnie suma ta musi pozostać niższa od 1%, a korzystniej niższa od 0,9%, a jeszcze korzystniej niższa od 0,7% jeśli potrzeba uzyskać dobrą ciągliwość materiału, z czego wynika, że zawartość tytanu powinna korzystnie być niższa od 1%, a korzystniej niższa od 0,9%, a nawet niższa od 0,7%, zaś zawartość cyrkonu powinna korzystnie być niższa od 2%, a korzystniej niższa od 1,8%, a nawet niższa od 1,4%,
- od 0% (lub iloś ci ś ladowe) do 2% krzemu i od 0% (lub iloś ci ś ladowe) do 2% glinu, przy czym suma Si + Al zawarta jest między 0,5% i 2%, a korzystnie wyższa od 0,7%, przy czym te pierwiastki, które są odtleniaczami, powodują ponadto ułatwianie otrzymania metastabilnego austenitu szczątkowego zawierającego znaczne ilości węgla, którego przemianie w martenzyt towarzyszy pęcznienie znacznie ułatwiające zakotwiczenie węglików tytanu lub cyrkonu,
- od 0% (lub ilości ś ladowe) do 2% lub nawet 2,5% manganu, od 0% (lub ilo ści śladowe) do 4% lub nawet 5% niklu, i od 0% (lub ilości śladowe) do 4% lub nawet 5% chromu, aby otrzymać wystarczającą hartowność i dostosować różne cechy mechaniczne lub użytkowe, przy czym nikiel w szczególności korzystnie wpływa na ciągliwość, ale pierwiastek ten jest drogi, a chrom tworzy również drobne węgliki w martenzycie lub w bainicie,
- od 0% (lub iloś ci ś ladowe) do 1% molibdenu i od 0% (lub ilo ś ci ś ladowe) do 2% wolframu, przy czym suma Mo + W/2 zawarta jest między 0,1% i 1%, a korzystnie jest niższa od 0,8%, lub korzystniej niższa od 0,6%, pierwiastki te zwiększają hartowność i tworzą w martenzycie lub w bainicie drobne węgliki utwardzające, zwłaszcza przez wytrącanie przy samo-odpuszczaniu podczas chłodzenia, przy czym nie ma potrzeby przekraczania zawartości 1 % molibdenu, aby otrzymać pożądany skutek, w szczególności, jeśli chodzi o wytrącanie węglików utwardzających, zaś molibden może być zastąpiony, całkowicie lub częściowo, przez podwójną ilość wolframu, niemniej jednak to zastąpienie nie jest stosowane w praktyce, ponieważ nie daje ono korzyści w stosunku do molibdenu, i jest bardziej kosztowne,
- ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi, ten pierwiastek moż e powodować utwardzanie uzupeł niające nie szkodzące spawalności, przy czym powyżej 1,5%, pierwiastek ten nie daje znaczącego efektu, a tylko wywołuje trudności przy walcowaniu na gorąco i podnosi koszty,
- od 0% do 0,02% boru, pierwiastek ten moż e być dodany w sposób opcjonalny, aby zwię kszyć hartowność, przy czym, aby uzyskać taki skutek, zawartość boru korzystnie powinna być wyższa od 0,0005%, lub korzystniej od 0,001%, i nie ma potrzeby znacznego przekraczania wartości 0,01%,
- aż do 0,15% siarki, ten pierwiastek jest resztkowy i na ogół ograniczony do 0,005% lub mniej, ale jego zawartość może być dowolnie zwiększona, aby poprawić obrabialność, przy czym należy zaznaczyć, że przy występowaniu siarki, aby uniknąć trudności związanych z przeróbką na gorąco, zawartość manganu musi być 7 razy wyższa od zawartości siarki,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spoś ród niobu, tantalu i wanadu, o zawartościach takich, że Nb/2 + Ta/4 + V wynosi mniej od 0,5%, aby utworzyć stosunkowo grube węgliki, które poprawiają odporność na ścieranie, jednak węgliki utworzone przez te pierwiastki są mniej skuteczne od tych, które są utworzone przez tytan lub cyrkon, i stąd też występują jako opcjonalne i dodawane są w ograniczonej ilości,
- ewentualnie jeden lub szereg pierwiastków wybranych spoś ród selenu, telluru, wapnia, bizmutu i ołowiu, o zawartościach mniejszych od 0,1% dla każdego z nich, przy czym pierwiastki te przeznaczone są do poprawiania obrabialności, jednak należy zauważyć, że wówczas gdy stal zawiera Se i/lub Te, to zawartość manganu powinna być taka, uwzględniając zawartość siarki, że mogą tworzyć się selenki lub tellurki manganu,
- resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, wśród zanieczyszczeń jest w szczególności azot, którego zawartość zależ y od sposobu wytapiania, ale nie przekracza 0,03%, przy czym pierwiastek ten może reagować z tytanem lub z cyrkonem tworząc azotki, które nie powinny być zbyt grube, aby nie szkodzić ciągliwości, ale aby uniknąć tworzenia się grubych azotków tytan i cyrkon mogą być dodawane do ciekłej stali stopniowo, na przyk ł ad przez doprowadzenie ciekł ej stali utlenionej do styczności z fazą utlenioną, taką jak żużel zawierający tlenki tytanu lub cyrkonu, a naPL 202 086 B1 stępnie przez odtlenianie ciekłej stali, tak aby tytan lub cyrkon powoli dyfundował z fazy utlenionej do ciekłej stali.
Ponadto, aby otrzymać zadowalające własności, zawartości węgla, tytanu, cyrkonu i azotu są tak wybrane, że;
C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095%.
Wyrażenie C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 = C* przedstawia zawartość węgla wolnego po wytrącaniu węglików tytanu i cyrkonu, uwzględniając tworzenie się azotków tytanu i cyrkonu. Zawartość węgla wolnego C* musi być wyższa od 0,095%, a korzystnie > 0,12, aby uzyskać martenzyt mający minimalną twardość. Im ta zawartość jest mniejsza, tym lepsza jest zdatność do spawania i wykrawania.
Ponadto, skład chemiczny stali musi być tak wybrany, aby hartowność stali była wystarczająca, uwzględniając grubość blachy, która ma być wytworzona. Dlatego, skład chemiczny stali musi spełniać zależność: Hartowność = 1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8, lub korzystniej większa od 2, gdzie K = 0,5 jeśli B > 0,001% i K = 0 jeśli B < 0,001%.
Ponadto, aby otrzymać dobrą odporność na ścieranie, struktura mikroskopowa stali utworzona jest z martenzytu lub z bainitu lub z mieszaniny tych dwóch struktur, i z 5% do 20% austenitu szczątkowego. Taka struktura zawiera ponadto grube węgliki tytanu lub cyrkonu, utworzone w wysokiej temperaturze, a nawet węgliki niobu, tantalu lub wanadu. Wynalazcy stwierdzili, że skuteczność grubych węglików dla polepszenia odporności na ścieranie mogłaby być pogorszona przez przedwczesne ich odsłanianie, i że można uniknąć tego odsłaniania dzięki występowaniu austenitu metastabilnego, który ulega przemianie w wyniku zjawisk ścierania. Przemiana austenitu metastabilnego powstaje przez pęcznienie, przy czym ta przemiana w podwarstwie ścieranej zwiększa odporność na odsłanianie węglików, a zatem poprawia odporność na ścieranie.
Z drugiej strony, wyższa twardość stali i obecność kruchych węglików tytanu powodują ograniczenie, o ile to tylko możliwe, operacji prostowania. Z tego punktu widzenia wynalazcy stwierdzili, że spowalniając w sposób wystarczający chłodzenie w zakresie przemiany bainityczno-martenzytycznej zmniejsza się odkształcenia szczątkowe wyrobów, co umożliwia ograniczenie operacji prostowania. Wynalazcy stwierdzili też, że chłodząc blachę z prędkością chłodzenia Vr < 1150xep-1,7 (gdzie ep jest grubością blachy wyrażoną w mm, a prędkość chłodzenia jest wyrażona w °C/s) poniżej temperatury T = 800 - 270xC* - 90xMn - 37xNi - 70xCr - 83(Mo + W/2), wyrażonej w °C, z jednej strony, uzyskuje się znaczącą ilość austenitu szczątkowego, a z drugiej strony, zmniejsza się naprężenia szczątkowe wywołane przez zmianę fazy. To zmniejszenie naprężeń pożądane jest jednocześnie do ograniczenia, z jednej strony, prostowania lub do ułatwiania tego prostowania, a z drugiej strony, do ograniczania ryzyka drobnych pęknięć podczas następnych operacji spawania i zaginania.
Aby wytworzyć blachę mającą dobrą odporność na ścieranie i dobrą płaskość, wytapia się stal i odlewa się ją w postaci kęsiska płaskiego lub wlewka. Walcuje się na gorąco kęsisko płaskie lub wlewek, aby otrzymać blachę, którą poddaje się obróbce cieplnej umożliwiającej jednoczesne otrzymanie żądanej struktury i dobrej płaskości bez późniejszego prostowania lub tylko z prostowaniem ograniczonym. Obróbka cieplna może być wykonana przez walcowanie na gorąco lub później, ewentualnie po prostowaniu, na zimno lub na półgorąco.
Aby przeprowadzić obróbkę cieplną:
- albo bezpośrednio po walcowaniu na gorąco, albo po ogrzewaniu powyżej temperatury punktu AC3, chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia wyższą od 0,5°C/s, to jest wyższą od prędkości krytycznej przemiany bainitycznej, aż do temperatury równej lub nieco niższej od temperatury T = 800 - 270xC* - 90xMn - 37xNi - 70xCr - 83x(Mo + W/2), wyrażone w °C tak aby uniknąć tworzenia się składników ferrytycznych lub perlitycznych, przy czym przez nieco niższą rozumie się temperaturę zawartą między T i T - 50°C, lub korzystniej między T i T - 25°C, lub jeszcze korzystniej między T i T - 10°C,
- a następnie, między temperaturą poprzednio określoną i temperaturą w przybliżeniu 100 °C, chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia w rdzeniu Vr zawartą między 0,1°C/s, dla uzyskania wystarczającej twardości, i 1150xep-1,7, dla otrzymania żądanej struktury,
- i chłodzi się tę blachę aż do temperatury otoczenia, korzystnie, ale nie koniecznie, z małą prędkością.
Ponadto, można przeprowadzić wyżarzanie odprężające, takie jak odpuszczanie w temperaturze niższej lub równej 350°C, a korzystnie niższej od 250°C.
Otrzymuje się zatem blachę, której grubość może być zawarta między 2 mm i 150 mm, mającą bardzo dobrą płaskość przy strzałce ugięcia niższej od 12 mm na metr, bez prostowania lub z prosto6
PL 202 086 B1 waniem umiarkowanym. Blacha ma twardość zawartą w przedziale od 280 HB i 450 HB. Twardość zależy głównie od zawartości węgla wolnego C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8.
Tytułem przykładu, wytwarza się blachy stalowe oznaczone odnośnikami A i C według wynalazku, i odnośnikami D i E według stanu techniki. Składy chemiczne stali, wyrażone w 10-3 % wagowych, jak również twardość i wskaźnik odporności na zużycie Rus zestawione zostały w tablicy 1.
Odporność stali na ścieranie mierzona jest przez stratę ciężaru próbki pryzmatycznej, obracającej się w zbiorniku zawierającym kalibrowany granulat kwarcytu w czasie 5 godzin.
Wskaźnik Rus stali jest równy 100 razy stosunek odporności na zużycie stali rozważanej i odporności na zużycie stali odniesienia (stal D). Stal, której wskaźnik Rus wynosi 110 ma zatem odporność na zużycie o 10% wyższą od odporności stali odniesienia.
Wszystkie blachy mają grubość 27 mm i są hartowane po austenityzacji w temperaturze 900 °C.
Po austenityzacji:
- dla blach ze stali A i C, średnia prędkość chłodzenia wynosi 7°C/s powyżej temperatury T określonej wyżej, i 1,6°C/s poniżej tej temperatury, zgodnie z wynalazkiem,
- dla blachy B, średnia prędkość chłodzenia wynosi 0,8°C/s powyżej temperatury T określonej wyżej, i 0,15°C/s poniżej tej temperatury, zgodnie z wynalazkiem,
- blachy ze stali D i E, podane tytułem porównania, zostały chłodzone ze średnią prędkością 24°C/s powyżej temperatury T określonej wyżej, i ze średnią prędkością 12°C/s poniżej tej temperatury.
T a b l i c a 1
C Si Al Mn Ni Cr Mo W Ti B N C* HB Rus
A 245 820 40 1620 220 150 280 - 405 3 6 149 380 121
B 275 650 50 1210 210 1100 250 - 600 2 5 129 305 111
C 245 480 30 1340 300 710 100 200 360 2 5 159 385 114
D 290 810 60 1290 495 726 330 - - 2 6 290 520 100
E 295 260 300 1330 300 710 340 - 100 2 5 274 525 103
Blachy według wynalazku mają samo-odpuszczalną strukturę martenzytyczno-bainityczną, zawierającą od 5% do 20% austenitu szczątkowego i grube węgliki tytanu, podczas gdy blachy podane tytułem porównania mają strukturę całkowicie martenzytyczną.
Porównanie odporności na zużycie i twardości pokazuje że, mimo tego, iż ich twardość jest znacznie mniejsza niż blach podanych tytułem porównania, blachy według wynalazku mają odporność na zużycie nieco lepszą. Porównanie węgla wolnego pokazuje, że dobra odporność blach według wynalazku otrzymywana jest z węglem wolnym, który jest znacznie mniejszy, co prowadzi do poprawienia zdatności do spawania lub do cięcia termicznego, w porównaniu do blach według stanu techniki. Ponadto, odkształcenie po chłodzeniu, bez prostowania dla stali A do C według wynalazku, wynosi w przybliż eniu 5 mm/m, a 16 mm/m dla stali D i E podanych tytułem porównania. Te wyniki pokazują zmniejszenie odkształcenia wyrobów otrzymanych dzięki wynalazkowi.
Wynika stąd, że w praktyce, w zależności od stopnia wymaganej płaskości przez użytkowników można:
- albo mieć moż liwość dostarczania wyrobu bez prostowania, co daje oszczędnoś ci i zmniejsza naprężenia szczątkowe, lub
- przeprowadzić prostowanie, w celu sprostania surowszym wymaganiom płaskoś ci (na przykład 5 mm/m), ale przeprowadzone łatwiej, wprowadzając mniej naprężeń, wywołanych wskutek mniejszego odkształcenia pierwotnego, do wyrobów według wynalazku.

Claims (13)

1. Blacha stalowa odporna na ścieranie, znamienna tym, że skład chemiczny stali, z której wykonana jest blacha, zawiera wagowo:
0,24% < C < 0,35%
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
PL 202 086 B1
0% < Mn < 2,5%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 5%
0% < Mo < 1%
0% < W < 2%
0,1% < Mo + W/2 < 1%
0% < B < 0,02%
0% < Ti < 1,1%
0% < Zr < 2,2%
0,35% < Ti + Zr/2 < 1,1%
0% < S < 0,15%
N < 0,03%
- ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Nb, Ta i V o zawartościach takich, że Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Se, Te, Ca, Bi, Pb o zawartościach niższych lub równych 0,1%, przy czym resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, a skład chemiczny spełnia ponadto następujące zależności:
C* - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% i
1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 gdzie K = 0,5 jeśli B > 0,0005% i K = 0 jeśli B < 0,0005%, przy czym stal ma strukturę martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną, i struktura ta zawiera od 5% do 20% austenitu szczątkowego oraz węgliki.
2. Blacha według zastrz. 1, znamienna tym, że: 1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 2,
3. Blacha według zastrz. 1, znamienna tym, że: Ti + Zr/2 > 0,4%.
4. Blacha według zastrz. 1, znamienna tym, że: C* > 0,12%.
5. Blacha według zastrz. 1, znamienna tym, że: Si + Al > 0,7%.
6. Blacha według zastrz. 1 albo 2 albo 3 albo 4 albo 5, znamienna tym, że jej grubość wynosi od 2 mm do 150 mm.
7. Sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie, znamienny tym, że skład chemiczny stali, z której wykonana jest blacha zawiera wagowo:
0,24% < C < 0,35%
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 5%
0% < Mo < 1%
0% < W < 2%
0,1% < Mo + W/2 < 1%
0% < B < 0,02%
0% < Ti < 1,1%
0% < Zr < 2,2%
0,35% < Ti + Zr/2 < 1,1%
0% < S < 0,15%
N < 0,03%
- ewentualnie od 0% do 1,5% miedzi,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Nb, Ta i V o zawartościach takich, że Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród Se, Te, Ca, Bi i Pb o zawartościach mniejszych lub równych 0,1%,
PL 202 086 B1 a resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, przy czym ponadto ten skład chemiczny spełnia następujące zależności:
C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% i
1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 gdzie K = 0,5 jeśli B > 0,0005% i K = 0 jeśli B < 0,0005%, zgodnie z którym to sposobem poddaje się blachę obróbce cieplnej hartowania, przeprowadzanej z kształtowaniem na gorąco, na przykład przez walcowanie, lub po austenityzacji przez podgrzewanie w piecu, przy czym aby przeprowadzić hartowanie:
- chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia wyższą niż 0,5°C/s między temperaturą wyższą od AC3 a temperaturą zawartą między T = 800 - 270xC* - 90xMn - 37xNi - 70xCr - 83x(Mo + W/2), i w przybliżeniu T - 50°C, po czym
- chłodzi się blachę ze średnią prędkością chłodzenia rdzenia Vr < 1150xep-1,7 i wyższą niż 0,1°C/s między temperaturą T i 100°C, przy czym ep jest grubością blachy wyrażoną w milimetrach, a następnie
- chłodzi się blachę aż do temperatury otoczenia i ewentualnie przeprowadza się prostowanie.
8. Sposób według zastrz. 7, znamienny tym, że: 1,05xMn + 0,54xNi + 0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 2.
9. Sposób według zastrz. 7, znamienny tym, że: Ti + Zr/2 > 0,4%.
10. Sposób według zastrz. 7, znamienny tym, że: C* > 0,12%.
11. Sposób według zastrz. 7, znamienny tym, że: Si + Al > 0,7%.
12. Sposób według zastrz. 7 albo 8 albo 9 albo 10 albo 11, znamienny tym, że ponadto przeprowadza się odpuszczanie w temperaturze niższej lub równej 350°C.
13. Sposób według zastrz. 12, znamienny tym, że dla dodania tytanu do stali doprowadza się stal ciekłą do styczności z żużlem zawierającym tytan, i powoduje się powolną dyfuzję tytanu z żużla do ciekłej stali.
PL375543A 2002-11-19 2003-11-13 Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie PL202086B1 (pl)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0214426A FR2847272B1 (fr) 2002-11-19 2002-11-19 Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue

Publications (2)

Publication Number Publication Date
PL375543A1 PL375543A1 (pl) 2005-11-28
PL202086B1 true PL202086B1 (pl) 2009-05-29

Family

ID=32187697

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PL375543A PL202086B1 (pl) 2002-11-19 2003-11-13 Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie

Country Status (19)

Country Link
US (1) US7713362B2 (pl)
EP (1) EP1563105B1 (pl)
JP (1) JP4535876B2 (pl)
KR (1) KR101010571B1 (pl)
CN (1) CN100348738C (pl)
AR (1) AR042073A1 (pl)
AT (1) ATE382716T1 (pl)
AU (1) AU2003295014B2 (pl)
BR (1) BR0315693B1 (pl)
CA (1) CA2506349C (pl)
DE (1) DE60318478T2 (pl)
ES (1) ES2298605T3 (pl)
FR (1) FR2847272B1 (pl)
PE (1) PE20040484A1 (pl)
PL (1) PL202086B1 (pl)
RU (1) RU2326179C2 (pl)
UA (1) UA78624C2 (pl)
WO (1) WO2004048619A1 (pl)
ZA (1) ZA200504150B (pl)

Families Citing this family (60)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4894297B2 (ja) * 2006-02-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
JP4894296B2 (ja) * 2006-02-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
KR101133870B1 (ko) * 2006-05-10 2012-04-06 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
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
JP5380892B2 (ja) * 2007-05-29 2014-01-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
FR2919593B1 (fr) * 2007-07-30 2009-11-20 Sidel Participations Dispositif de formation de lots d'objets sensiblement parallelepipediques circulant sur une bande de convoyage
CN101240399B (zh) * 2008-03-05 2010-06-02 钢铁研究总院 一种低铬低成本热作模具钢
US8137483B2 (en) * 2008-05-20 2012-03-20 Fedchun Vladimir A Method of making a low cost, high strength, high toughness, martensitic steel
JP2010085716A (ja) 2008-09-30 2010-04-15 Fujinon Corp レンズ組立体及び撮像装置
CN101775545B (zh) * 2009-01-14 2011-10-12 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
US10189099B2 (en) 2010-04-22 2019-01-29 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw Blade
CA2797111C (en) 2010-04-22 2015-06-09 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw blade
JP5866820B2 (ja) * 2010-06-30 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
JP2012031511A (ja) * 2010-06-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
RU2458177C1 (ru) * 2010-12-03 2012-08-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Прокат полосовой из борсодержащей марганцовистой стали
RU2460823C1 (ru) * 2011-02-08 2012-09-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Динамически стойкая сталь и способ производства листов из нее
USD841417S1 (en) 2011-04-22 2019-02-26 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw blade
CN102367558B (zh) * 2011-10-24 2016-05-04 山东双轮股份有限公司 一种泵用含硼低合金耐磨钢
CN102560272B (zh) * 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
CN103898420A (zh) * 2012-12-25 2014-07-02 隆英(金坛)特钢科技有限公司 耐磨钢板及其制造方法
CN103060715B (zh) 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
US9738334B2 (en) * 2013-05-07 2017-08-22 Arcelormittal Track shoe having increased service life useful in a track drive system
RU2532768C1 (ru) * 2013-07-23 2014-11-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ призводства проката из низколегированной толстолистовой стали
SI2789699T1 (sl) 2013-08-30 2017-06-30 Rautaruukki Oyj Utrjeni vroče valjani jekleni proizvod in metoda za proizvodnjo le-tega
CN103614645A (zh) * 2013-10-24 2014-03-05 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种防冷脆性泵车用合金钢材料及其制备方法
CN103627967A (zh) * 2013-11-12 2014-03-12 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种泵壳用耐磨合金钢材料及其制备方法
CN103628001A (zh) * 2013-11-12 2014-03-12 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种耐腐蚀泵阀用合金钢材料及其制备方法
CN103898421B (zh) * 2013-11-15 2016-04-06 东南大学 一种破碎机锤头的制造方法
AT515157B1 (de) * 2013-11-21 2016-12-15 Böhler Edelstahl GmbH & Co KG Verfahren zur Herstellung von Kunststoffformen aus martensitischem Chromstahl und Kunststoffform
CN103757552B (zh) * 2013-12-17 2016-01-20 界首市华盛塑料机械有限公司 一种切削工具用合金钢材料及其制备方法
RU2546262C1 (ru) * 2014-01-09 2015-04-10 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Износостойкая сталь и изделие, выполненное из нее
RU2544981C1 (ru) * 2014-03-06 2015-03-20 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Среднеуглеродистая автоматная сталь
CN104073741A (zh) * 2014-05-09 2014-10-01 铜陵市明诚铸造有限责任公司 一种耐高温变形的合金钢材料及其制备方法
RU2557860C1 (ru) * 2014-09-15 2015-07-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромомарганцевомолибденовая сталь
CN104313506A (zh) * 2014-10-20 2015-01-28 熊荣鑫 一种无火花铁合金
CN104357758B (zh) * 2014-12-08 2016-03-30 钢铁研究总院 一种超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN104451436A (zh) * 2014-12-08 2015-03-25 钢铁研究总院 贝氏体-马氏体-奥氏体复相耐磨钢板及制造方法
CN104561834A (zh) * 2014-12-26 2015-04-29 济源市金诚科技有限公司 硬质合金钢及其制备方法
RU2593810C1 (ru) * 2015-03-04 2016-08-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной листовой стали
CN104651735B (zh) * 2015-03-06 2017-01-18 武汉钢铁(集团)公司 一种韧性大于50J/cm2的低合金耐磨钢及生产方法
JP6515301B2 (ja) 2015-10-19 2019-05-22 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼材および鋼部品
CN105220075B (zh) * 2015-11-02 2017-05-24 大冶有色机电设备修造有限公司 一种采用轧制工艺来生产球磨机衬板的方法
CN105648310B (zh) * 2016-03-30 2017-09-29 河北钢铁股份有限公司承德分公司 一种含钒热轧防弹钢卷及其生产方法
CN109072368B (zh) * 2016-04-19 2020-11-17 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
CN108884531B (zh) * 2016-04-19 2020-06-19 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
CN105903764A (zh) * 2016-04-22 2016-08-31 柳州凯通新材料科技有限公司 复合耐磨钢板的轧制工艺
RU2625861C1 (ru) * 2016-05-23 2017-07-19 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листовой стали с высокой износостойкостью
KR102250916B1 (ko) 2017-03-13 2021-05-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
WO2018213371A1 (en) 2017-05-16 2018-11-22 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw blade
CN107385354B (zh) * 2017-08-02 2019-02-12 合肥安力电力工程有限公司 一种电工钳用高硬度耐磨抗氧化钢
CN107916360A (zh) * 2017-11-14 2018-04-17 郑媛媛 一种高强度耐磨安全阀的生产工艺
CN107829033B (zh) * 2017-11-23 2019-10-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含v高耐磨刹车鼓用热连轧合金钢板及其生产方法
RU2674797C1 (ru) * 2018-06-07 2018-12-13 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства высокопрочного хладостойкого листового проката из низколегированной стали
CN108893680A (zh) * 2018-06-26 2018-11-27 澳洋集团有限公司 一种低合金耐磨钢及其制备方法
CN113122771B (zh) * 2019-12-31 2022-01-14 中内凯思汽车新动力系统有限公司 一种高性能摩擦焊接钢质活塞及其制备方法
CN115141985B (zh) * 2021-03-31 2023-05-09 宝山钢铁股份有限公司 一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法
CN113458175A (zh) * 2021-06-21 2021-10-01 周传盛 一种弹簧钢的加工方法
CN114107823A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法
CN119177403B (zh) * 2024-10-29 2025-07-25 河北恩泉紧固件制造有限公司 一种高强度螺栓

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3883347A (en) * 1971-02-16 1975-05-13 Aikoh Co Slag-forming agent for steelmaking
US4170497A (en) * 1977-08-24 1979-10-09 The Regents Of The University Of California High strength, tough alloy steel
JPH0441616A (ja) * 1990-06-06 1992-02-12 Nkk Corp 低硬度で且つ耐摩耗性および曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法
US5595614A (en) * 1995-01-24 1997-01-21 Caterpillar Inc. Deep hardening boron steel article having improved fracture toughness and wear characteristics
FR2733516B1 (fr) * 1995-04-27 1997-05-30 Creusot Loire Acier et procede pour la fabrication de pieces a haute resistance a l'abrasion
JPH09249935A (ja) * 1996-03-13 1997-09-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法
CN1182142A (zh) * 1996-11-07 1998-05-20 鞍山钢铁集团公司 一种耐磨铸钢
JP3975852B2 (ja) * 2001-10-25 2007-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた鋼管およびその製造方法
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue

Also Published As

Publication number Publication date
DE60318478D1 (de) 2008-02-14
PE20040484A1 (es) 2004-08-18
ES2298605T3 (es) 2008-05-16
CA2506349C (fr) 2012-04-24
FR2847272B1 (fr) 2004-12-24
WO2004048619A1 (fr) 2004-06-10
ZA200504150B (en) 2006-09-27
KR20050083903A (ko) 2005-08-26
EP1563105B1 (fr) 2008-01-02
BR0315693B1 (pt) 2011-06-28
PL375543A1 (pl) 2005-11-28
DE60318478T2 (de) 2008-12-11
JP4535876B2 (ja) 2010-09-01
CN100348738C (zh) 2007-11-14
US7713362B2 (en) 2010-05-11
AU2003295014A1 (en) 2004-06-18
AR042073A1 (es) 2005-06-08
AU2003295014B2 (en) 2009-03-12
JP2006506527A (ja) 2006-02-23
EP1563105A1 (fr) 2005-08-17
US20060162826A1 (en) 2006-07-27
CA2506349A1 (fr) 2004-06-10
BR0315693A (pt) 2005-09-20
CN1714159A (zh) 2005-12-28
UA78624C2 (en) 2007-04-10
WO2004048619A8 (fr) 2005-05-26
RU2326179C2 (ru) 2008-06-10
RU2005119205A (ru) 2006-05-10
FR2847272A1 (fr) 2004-05-21
ATE382716T1 (de) 2008-01-15
KR101010571B1 (ko) 2011-01-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
PL202086B1 (pl) Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie
PL203154B1 (pl) Blacha stalowa odporna na ścieranie oraz sposób wytwarzania blachy stalowej odpornej na ścieranie
US8709336B2 (en) Method for making an abrasion-resistant steel plate and plate obtained
EP3653736A1 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
EP1375694B2 (en) Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same
PL209397B1 (pl) Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej
PL209396B1 (pl) Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej
JPS6117885B2 (pl)
JPH10280036A (ja) 強度と延性に優れた高強度ボルト用線材およびその製造法
JP2004197213A (ja) 高温成形後硬化能に優れた熱間成形加工用鋼板