[go: up one dir, main page]

RU2627826C2 - Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства - Google Patents

Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
RU2627826C2
RU2627826C2 RU2015146266A RU2015146266A RU2627826C2 RU 2627826 C2 RU2627826 C2 RU 2627826C2 RU 2015146266 A RU2015146266 A RU 2015146266A RU 2015146266 A RU2015146266 A RU 2015146266A RU 2627826 C2 RU2627826 C2 RU 2627826C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
steel
resistance
temperature
wear
Prior art date
Application number
RU2015146266A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2015146266A (ru
Inventor
Акихиде НАГАО
Синити МИУРА
Нобуюки ИСИКАВА
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
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 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Publication of RU2015146266A publication Critical patent/RU2015146266A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2627826C2 publication Critical patent/RU2627826C2/ru

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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D6/004—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
    • C21D6/008—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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к толстому листу из износостойкой стали. Сталь содержит, мас.%: С: от 0,20 до 0,30, Si: 0,05 до 0,5, Mn: от 0,5 до 1,5, Cr: от 0,05 до 1,20, Nb: от 0,01 до 0,08, В: от 0,0005 до 0,003, Al: от 0,01 до 0,08, N: от 0,0005 до 0,008, Р: не более 0,05, S: не более 0,005 и О: не более 0,008, остальное Fe и неизбежные примеси. Твердость стали листа по Бринеллю (HBW10/3000) составляет 401 или более, а микроструктура содержит тонкодисперсные выделения диаметром 50 нм или менее с плотностью 50 или более частиц на 100 мкм2. Микроструктура стали листа от поверхности до глубины по меньшей мере в 1/4 толщины представляет собой реечный мартенсит со средним размером зерна не более 20 мкм, причем средний размер зерна представляет средний размер кристаллических зерен, окруженных большеугловыми границами зерен, имеющими различия в ориентации в 15° или более. Листы из стали обладают высокой низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию. 2 н. и 15 з.п. ф-лы, 2 табл.

Description

Область техники
Настоящее изобретение относится к износоустойчивым толстолистовым сталям, обладающим превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также к способам производства таких толстолистовых сталей. В частности, изобретение относится к методике, подходящей для износоустойчивых толстолистовых сталей с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, имеющих твердость по Бринеллю 401 или более.
Уровень техники
В последние годы наблюдается тенденция к увеличению твердости толстолистовых сталей, которые применяются в области промышленного оборудования, работающего в абразивных средах, таких как шахтное оборудование, строительная техника, сельскохозяйственные машины и конструкции, с тем, чтобы, например, обеспечивать более длительное сохранение способности к измельчению руды.
Однако увеличение твердости стали, как правило, сопровождается снижением низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию, и, следовательно, вызывает риск растрескивания стали в процессе применения. Таким образом, имеется устойчивая потребность в повышении низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию высокотвердых, износоустойчивых толстолистовых сталей, в частности, износоустойчивых толстолистовых сталей, имеющих твердость по Бринеллю 401 или более.
В данной области техники были предложены подходы к получению износоустойчивых толстолистовых сталей с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также к способам производства таких толстолистовых сталей, такие, как например, раскрываются в патентных источниках 1, 2, 3 и 4, где низкотемпературная ударная вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию улучшаются посредством оптимизации эквивалентного содержания углерода и индекса прокаливаемости или дисперсией частиц второй упрочненной фазы в перлитную фазу.
Список упоминаемых документов
Патентные источники.
PTL 1 - не прошедшая экспертизу патентная заявка Японии, публикация №2002-256382
PTL 2 - патент Японии №3698082
PTL 3 - патент Японии №4238832
PTL 4 - не прошедшая экспертизу патентная заявка Японии, публикация №2010-174284.
Сущность изобретения
Техническая проблема
Однако стандартные способы, такие как описываются в патентных источниках 1, 2, 3 и 4, имеют проблемы, заключающиеся в том, что устойчиво достигаемая поглощенная энергия по Шарпи при -40°C ограничивается величинами от около 50 до 100 Дж, а также снижается устойчивость к водородному охрупчиванию. Таким образом, имеется потребность в износоустойчивых толстолистовых сталях, имеющих высокую низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию, а также в способах, пригодных для производства таких толстолистовых сталей.
Настоящее изобретение было сделано в связи с наличием в данной области техники описанных выше проблем. То есть цель данного изобретения состоит в создании износоустойчивых толстолистовых сталей, которые имеют твердость по Бринеллю, равную 401 или более и, тем не менее, демонстрируют низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию, превосходящие эти показатели у стандартных износоустойчивых толстолистовых сталей, и в создании способов производства таких толстолистовых сталей.
Пути решения проблемы
Три основных качественных принципа для увеличения низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию стали со структурой реечного мартенсита в состоянии после закалки состоят в уменьшении величины большеугловых границ зерна, которые обычно определяют размеры фасеток на поверхности излома, в снижении количества таких примесей, как фосфор и сера, которые уменьшают прочность связи на границах зерна, и в уменьшении размера и количества включений, вызывающих низкотемпературную хрупкость.
Авторы настоящего изобретения выполнили обширные исследования, направленные на усиление низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию износоустойчивых толстолистовых сталей, основываясь на вышеприведенной точке зрения. В результате авторы изобретения обнаружили, что огрубление повторно нагретых аустенитных зерен подавляется при диспергировании большого количества тонкодисперсных выделений, таких как карбонитрид Nb, имеющих диаметр не более 50 нм, и, следовательно, значительно уменьшающих размер пакетов, определяющих величину фасеток на поверхности излома, с тем, чтобы иметь возможность получения износоустойчивых толстолистовых сталей, имеющих более высокую низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию, чем у стандартных материалов.
Настоящее изобретение было выполнено в результате дальнейших исследований, основывающихся на указанном выше обнаружении, и обеспечивает нижеописанные износоустойчивые толстолистовые стали, обладающие превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способы производства таких толсто л истовых сталей.
(1) Износоустойчивая толстолистовая сталь с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, имеющая химическую композицию, включающую в мас. %: C: от 0,20 до 0,30%; Si: 0,05 до 0,5%, Mn: от 0,5 до 1,5%, Cr: от 0,05 до 1,20%, Nb: от 0,01 до 0,08%, В: от 0,0005 до 0,003%, Al: от 0,01 до 0,08%, N: от 0,0005 до 0,008%, P: не более 0,05%, S: не более 0,005% и O: не более 0,008%, остальное Fe и неизбежные примеси, при этом данная толстолистовая сталь включает тонкодисперсные выделения диаметром 50 нм или менее с плотностью в 50 или более частиц на 100 мкм2, при этом данная толстолистовая сталь имеет структуру реечного мартенсита от поверхности толстолистовой стали до по меньшей мере глубины в 1/4 толщины пластины, при этом реечная мартенситная структура имеет средний размер зерна не более 20 мкм, где средний размер зерна представляет средний размер кристаллических зерен, окруженных большеугловыми границами зерен, имеющими различия в ориентации в 15° или более, и при этом данная толстолистовая сталь имеет твердость по Бринеллю (HBW10/3000), равную 401 или более.
(2) Износоустойчивая толстолистовая сталь с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанная в (1), где химическая композиция, кроме того, включает в мас. %, один или два или более из Mo: не более 0,8%, V: не более 0,2% и Ti: не более 0,05%.
(3) Износоустойчивая толстолистовая сталь с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанная в (1) или (2), где химическая композиция, кроме того, включает в мас. %, один или два или более из Nd: не более 1%, Cu: не более 1%, Ni: не более 1%, W: не более 1%, Ca: не более 0,005%, Mg: не более 0,005% и РЗМ: не более 0,02% (замечание: РЗМ является сокращением для редкоземельного металла).
(4) Износоустойчивая толстолистовая сталь с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанная в любом из (1)-(3), где содержания Nb, Ti, Al и V удовлетворяют условию 0,03≤Nb+Ti+Al+V≤0,14 при том, что Nb, Ti, Al и V равны 0 в случаях, когда эти элементы не добавляются.
(5) Износоустойчивая толстолистовая сталь с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанная в любом из (1)-(4), в которых толщина пластины составляет от 6 до 125 мм.
(6) Износоустойчивая толстолистовая сталь, описанная в любом из (1)-(5), в котором поглощенная энергия по Шарпи при -40°C составляет не менее 27 Дж и коэффициент надежности (%) по устойчивости к замедленному разрушению составляют менее 50%, при этом коэффициент надежности определяется как отношение (%) относительного сужения, демонстрируемого в случае, когда толстолистовая сталь содержит 0,5 мас. ч./млн. диффундирующего водорода, к относительному сужению, получаемому, когда толстолистовая сталь диффундирующего водорода не содержит.
(7) Способ производства износоустойчивой толстолистовой стали с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, включающий литье стали, имеющей химическую композицию, описанную в любом из (1)-(4), горячую прокатку сляба в толстолистовую сталь, имеющую заданную толщину пластины, повторный нагрев толстолистовой стали до температуры фазового перехода Ac3 или выше и последующую закалку толстолистовой стали водяным охлаждением от температуры не ниже температуры фазового перехода Ar3 до температуры не выше 250°C.
(8) Способ производства износоустойчивой толстолистовой стали с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанный в (7), включающий, кроме того, повторное нагревание отлитого сляба до 1100°C или выше.
(9) Способ производства износоустойчивой толстолистовой стали с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанный в (7) или (8), в котором обжатие в ходе горячей прокатки в нерекристаллизованной области составляет не менее 30%.
(10) Способ производства износоустойчивой толстолистовой стали с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанный в любом из (7)-(9), включающий, кроме того, охлаждение горячекатаной толстолистовой стали водяным охлаждением до температуры не выше 250°C.
(11) Способ производства износоустойчивой толстолистовой стали с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, описанный в любом из (7)-(10), в котором повторное нагревание горячекатаной или подвергнутой водяному охлаждению толстолистовой стали до температуры фазового перехода Ac3 или выше выполняют со скоростью не менее 1°C/с.
Полезный эффект изобретения
Износоустойчивые толстолистовые стали настоящего изобретения имеют твердость по Бринеллю равную 401 или более, и, тем не менее, демонстрируют превосходную низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию, а способы по изобретению позволяют производить такие толстолистовые стали. Эти преимущества являются очень полезными для применения в промышленности.
Описание воплощений
Далее описываются причины, по которым в данном изобретении ограничивается микроструктура.
Износоустойчивая толстолистовая сталь настоящего изобретения включает сталь со структурой реечного мартенсита, имеющую микроструктуру, в которой область от поверхности стальной пластины до по меньшей мере глубины в 1/4 толщины пластины представляет собой структуру реечного мартенсита, а средний размер кристаллических зерен в состоящей из реечного мартенсита стали, окруженных большеугловыми границами зерна, имеющими различие в ориентации в 15° или более, не превышает 20 мкм, предпочтительно составляет не более 10 мкм и более предпочтительно не более 5 мкм.
Большеугловые зерна выступают в качестве мест локализации и накопления полос скольжения. Таким образом, снижение размера большеугловых зерен исправляет ситуацию с концентрацией напряжений из-за накопления полос скольжения на границах зерна и, следовательно, снижает вероятность появления трещин из-за хрупкого разрушения, тем самым усиливая низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию. Эффекты усиления низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию возрастают с уменьшением размера зерна. Заметное воздействие может быть достигнуто регулированием средней крупности кристаллических зерен, окруженных большеугловыми границами зерна с различиями в ориентации в 15° или более, до величины не выше 20 мкм. Средний размер зерна предпочтительно составляет не более 10 мкм и более предпочтительно не более 5 мкм.
Ориентации кристаллов могут быть оценены, например, по результатам анализа кристаллических ориентации на участке в 100 квадратных мкм методом EBSP (угловое распределение обратно рассеянных электронов). В допущении, что большой угол относится к различию в ориентациях границ зерна в 15° или более, измеряются диаметры зерен, окруженных такими границами зерна, и определяется простое среднее полученных результатов.
В данном изобретении сталь включает тонкодисперсные выделения, имеющие диаметр не более 50 нм, предпочтительно не более 20 нм и более предпочтительно не более 10 нм с плотностью 50 или более частиц на 100 мкм2.
Основные тонкодисперсные выделения, для которых были подтверждены данные эффекты, представлены карбонитридами Nb, карбонитридами Ti, нитридами Al и карбидами V. Однако выделения не ограничиваются только ими при условии соответствия по размерам и могут включать другие формы, такие как оксиды. Тонкодисперсные выделения, имеющие меньший диаметр и более высокую плотность, обеспечивают более выраженные эффекты подавления укрупнения кристаллов благодаря их эффекту пиннинга. Размер кристаллических зерен уменьшается, а низкотемпературная ударная вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию увеличиваются при условии присутствия на 100 мкм2 по меньшей мере 50 или более частиц тонкодисперсных выделений, имеющих диаметр не более 50 нм, предпочтительно не более 20 нм и более предпочтительно не более 10 нм.
Для определения среднего диаметра частиц тонкодисперсных выделений рассматривают и фотографируют с помощью ТЕМ (просвечивающая электронная микроскопия), например, образец для испытаний, приготовленный методом экстракционных углеродных реплик, изображение анализируют с целью измерения среднего диаметра 50 или более частиц тонкодисперсных осадков в виде простого среднего.
Для получения высоких показателей износоустойчивости твердость по Бринеллю должна равняться 401 или более. Толщина пластины составляет от 6 до 125 мм, что отвечает обычному диапазону толщин износоустойчивых толстолистовых сталей. Однако толщина пластины этим диапазоном не ограничивается и методика настоящего изобретения применима к толстолистовым сталям, имеющим другие толщины. Не всегда необходимо, чтобы структура толстолистовой стали полностью состояла из реечного мартенсита. В зависимости от применения структура реечного мартенсита может, например, продолжаться от поверхности толстолистовой стали до глубины 1/4 по толщине пластины, а другая область, продолжающаяся по глубине от 1/4 до 3/4 толщины пластины при измерении от поверхности, может быть, например, структурой нижнего бейнита или структурой верхнего бейнита.
Предпочтительная химическая композиция и условия производства износоустойчивых толстолистовых сталей, имеющих вышеупомянутую микроструктуру, ограничиваются согласно описываемым ниже причинам.
Химическая композиция
Единицы % в данной химической композиции представляют собой мас. %.
C: от 0,20 до 0,30%
Углерод добавляется для обеспечения твердости мартенсита и способности принимать закалку. Эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если его добавленное количество составляет менее 0,20%. С другой стороны, добавление углерода в количествах более 0,30% приводит к снижению ударной вязкости основной стали и зоны термического воздействия при сварке, а также вызывает заметное ухудшение свариваемости. Таким образом, содержание C ограничивается от 0,20 до 0,30%. Однако, когда содержание C превышает 0,25%, несколько снижается ударная вязкость и свариваемость зон термического влияния. Таким образом, содержание C предпочтительно регулируется на уровне от 0,20 до 0,25%.
Si: от 0,05 до 0,5%
Кремний в производстве стали добавляется в качестве раскислителя, а также в качестве элемента, обеспечивающего способность принимать закалку. Эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если его добавленное количество составляет менее 0,05%. Если, с другой стороны, добавляется более 0,5% кремния, границы зерна охрупчиваются и низкотемпературная ударная вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию снижаются. Таким образом, содержание Si ограничивается пределами от 0,05 до 0,5%.
Mn: от 0,5 до 1,5%
Марганец добавляется в качестве элемента для обеспечения способности принимать закалку. Этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,5%. Если, с другой стороны, добавляется более 1,5% марганца, снижается прочность границ зерна и низкотемпературная ударная вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию падают. Таким образом, содержание Мn ограничивается показателями от 0,5 до 1,5%.
Cr: от 0,05 до 1,20%
Хром добавляется в качестве элемента для обеспечения способности принимать закалку. Этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,05%. С другой стороны, добавление более 1,20% хрома приводит к ухудшению свариваемости. Таким образом, содержание Cr ограничивается пределами от 0,05 до 1,20%.
Nb: от 0,01 до 0,08%
Ниобий образует карбонитриды Nb в форме тонкодисперсных выделений, которые способствуют закреплению нагретых аустенитных зерен и таким образом подавляют укрупнение зерна. Этот эффект не проявляется в достаточной мере при содержании Nb менее 0,01%. С другой стороны, добавление более 0,08% ниобия вызывает ухудшение ударной вязкости зон термического воздействия при сварке. Таким образом, содержание Nb ограничивается пределами от 0,01 до 0,08%.
B: от 0,0005 до 0,003%
Бор добавляется в качестве элемента, обеспечивающего способность принимать закалку. Этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,0005%. Добавление более 0,003% бора вызывает ухудшение ударной вязкости. Таким образом, содержание B ограничивается от 0,0005 до 0,003%.
Al: от 0,01 до 0,08%
Алюминий добавляется в качестве раскислителя и также образует нитриды Al в форме тонкодисперсных выделений, которые служат для закрепления нагретых аустенитных зерен и подавления, таким образом, укрупнения зерна. Кроме того, алюминий фиксирует свободный азот в виде нитридов Al и таким образом подавляет образование нитридов B, что позволяет свободному бору эффективно использоваться для повышения способности принимать закалку. Таким образом, наиболее важным в данном изобретении является контроль содержания Al. Необходимо включение алюминия в количествах 0,01% или более, поскольку указанные выше эффекты не обеспечиваются в достаточной мере, когда содержание Al оказывается ниже 0,01%. Предпочтительно рекомендуется добавление 0,02% или более алюминия и более предпочтительно 0,03% алюминия или более. С другой стороны, добавление алюминия свыше 0,08% увеличивает вероятность появления дефектов поверхности на толстолистовых сталях. Таким образом, содержание Al ограничивается пределами от 0,01 до 0,08%.
N: от 0,0005 до 0,008%
Азот образует нитриды с такими элементами, как ниобий, титан и алюминий, в форме тонкодисперсных выделений, которые способствуют закреплению нагретых аустенитных зерен и подавления, таким образом, укрупнения зерна. Таким образом, азот добавляется для обеспечения эффекта повышения низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию. Этот эффект утончения микроструктуры не обеспечивается в достаточной мере, если добавленное количество оказывается ниже 0,0005%. С другой стороны, если добавляется более 0,008% азота, количество растворенного азота увеличивается настолько, что снижаются ударная вязкость основной стали и зон термического воздействия при сварке. Таким образом, содержание N ограничивается от 0,0005 до 0,008%.
P: не более 0,05%
Фосфор является загрязняющим элементом, легко выделяющимся на границах кристаллического зерна. Если содержание P превышает 0,05%, прочность связывания между соседними кристаллическими зернами падает и уменьшаются низкотемпературная ударная вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию. Поэтому содержание P ограничивается величиной не более 0,05%.
S: не более 0,005%
Сера является загрязняющим элементом, легко выделяющимся на границах кристаллического зерна. Сера также имеет тенденцию образовывать MnS, который является неметаллическим включением. При добавлении серы в количествах, превышающих 0,005%, падает прочность связывания между соседними кристаллическими зернами и также увеличивается количество включений, приводящих к ухудшению низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию. Таким образом, содержание S ограничивается величиной не более 0,005%.
O: не более 0,008%
Кислород влияет на обрабатываемость стали через образование оксидов с такими элементами, как алюминий. Если добавляется более 0,008% кислорода, обрабатываемость ухудшается вследствие увеличения количества включений. Поэтому содержание O ограничивается величиной не более 0,008%.
Износоустойчивая толстолистовая сталь изобретения состоит из основных описанных выше компонентов и остальное представляет собой Fe и неизбежные примеси.
В данном изобретении в соответствии с требуемыми характеристиками могут, кроме того, добавляться следующие компоненты.
Mo: не более 0,8%
Молибден обладает эффектом усиления способности принимать закалку. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,05%. Поэтому предпочтительно добавление 0,05% или более молибдена. При добавлении более 0,8% молибдена ухудшается экономическая эффективность. Поэтому содержание молибдена в случае его добавления ограничивается величиной не более 0,8%.
V: не более 0,2%
Ванадий обладает эффектом усиления способности принимать закалку, а также образует карбиды V в форме тонкодисперсных выделений, которые способствуют закреплению нагретых аустенитных зерен и подавлению, таким образом, укрупнения зерна. Эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если его добавленное количество составляет менее 0,005%. Поэтому предпочтительно добавление 0,005% или более ванадия. С другой стороны, добавление более 0,2% ванадия приводит к ухудшению ударной вязкости зон термического воздействия при сварке. Поэтому содержание ванадия в случае его добавления ограничивается величиной не более 0,2%.
Ti: не более 0,05%
Титан образует карбонитриды Ti в форме тонкодисперсных выделений, которые способствуют закреплению нагретых аустенитных зерен и, таким образом, подавляют рост зерна. Кроме того, титан связывает свободный азот в виде нитридов Ti и, таким образом, подавляет образование нитридов B, что позволяет свободному бору эффективно использоваться для повышения способности принимать закалку. Однако эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если его добавленное количество составляет менее 0,005%. Поэтому предпочтительно добавление 0,005% или более титана. С другой стороны, добавление более 0,05% титана приводит к ухудшению ударной вязкости зон термического воздействия при сварке. Поэтому содержание титана в случае его добавления ограничивается величиной не более 0,05%.
Nd: не более 1%
Неодим уменьшает количество серы, выделяющейся на границах зерен, посредством инкорпорации серы в форме включений и таким образом увеличивает низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию. Однако эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если его добавленное количество составляет менее 0,005%. Поэтому предпочтительно добавление неодима в количестве 0,005% или более. С другой стороны, добавление более 1% неодима приводит к ухудшению ударной вязкости зон термического воздействия при сварке. Таким образом, содержание неодима в случае его добавления ограничивается величиной не более 1%.
Cu: не более 1%
Медь обладает эффектом усиления способности принимать закалку. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,05%. Поэтому предпочтительно добавление 0,05% или более меди. Если, однако, содержание Си превышает 1%, проявляется тенденция к образованию горячих трещин в процессе нагревания сляба и при сварке. Таким образом, содержание меди в случае ее добавления ограничивается величиной не более 1%.
Ni: не более 1%
Никель обладает эффектом усиления ударной вязкости и способности принимать закалку. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,05%. Поэтому предпочтительно добавление 0,05% или более никеля. Если, однако, содержание Ni превышает 1%, падает экономическая эффективность. Таким образом, содержание никеля в случае его добавления ограничивается величиной не более 1%.
W: не более 1%
Вольфрам обладает эффектом усиления способности принимать закалку. Этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,05%. Поэтому предпочтительно добавление 0,05% или более вольфрама. Однако добавление более 1% вольфрама вызывает ухудшение свариваемости. Таким образом, содержание вольфрама в случае его добавления ограничивается величиной не более 1%.
Ca: не более 0,005%
Кальций проявляет эффект регулирования формы сульфидных включений в виде CaS, который является сферическим включением, слабо поддающимся вытяжке при прокатке, вместо MnS, который является формой включения, легко поддающегося вытяжке при прокатке. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,0005%. Поэтому предпочтительно добавление 0,0005% или более кальция. Однако добавление более 0,005% кальция уменьшает чистоту и приводит к ухудшению качества, например, к падению ударной вязкости. Таким образом, содержание кальция в случае его добавления ограничивается величиной не более 0,005%.
Mg: не более 0,005%
Магний иногда добавляется в качестве десульфуратора для горячего металла. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,0005%. Поэтому предпочтительно добавление 0,0005% или более магния. Однако добавление более 0,005% магния вызывает ухудшение чистоты. Таким образом, количества магния в случае его добавления ограничивается величиной не более 0,005%.
РЗМ: не более 0,02%
Редкоземельные металлы образуют в стали оксисульфиды РЗМ (О, S) и таким образом уменьшают количество растворенной на границах кристаллических зерен серы с обеспечением улучшенных характеристик SR сопротивления растрескиванию. Однако этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,0005%. Поэтому предпочтительно добавление 0,0005% или более редкоземельных металлов. Однако добавление более 0,02% редкоземельных металлов приводит к чрезмерному развитию сульфидов РЗМ в зонах седиментации и вызывает снижение качества. Таким образом, количества редкоземельных металлов в случае их добавления ограничивается величиной не более 0,02%.
0,03≤Nb+Ti+Al+V≤0,14
Ниобий, титан, алюминий и ванадий образуют карбонитриды Nb, карбонитриды Ti, нитриды Al и карбиды V в форме тонкодисперсных выделений, которые способствуют закреплению нагретых аустенитных зерен и, таким образом, подавлению укрупнения зерна. Детализированные исследования зависимости между содержаниями этих элементов и размером зерна показали, что достигается заметное снижение размеров кристаллического зерна и обеспечивается повышение низкотемпературной ударной вязкости и устойчивости к водородному охрупчиванию, когда содержания удовлетворяют условию 0,03≤Nb+Ti+Al+V≤0,14. Таким образом, эти содержания предпочтительно регулируются так, чтобы удовлетворять соотношению 0,03≤Nb+Ti+Al+V≤0,14. Здесь Nb, Ti, Al и V определяют соответствующие содержания (мас. %) и равны 0, когда эти элементы отсутствуют.
Условия производства
Формы износоустойчивых толстолистовых сталей изобретения не ограничиваются стальными пластинами и могут быть представлены в любой другой форме, такой как трубы, сортовые профильные стали и прутковые стали. Температура и скорость нагревания, определенные в производственных режимах, являются параметрами, описывающими центральную область стали, а именно, центр по толщине пластины из толстолистовой стали, центр по толщине пластины участка сортовой профильной стали, которым придаются особенности изобретения, или же центр в радиальном направлении прутковой стали. При этом участки в окрестности центральной области подвергаются по существу такой же термической истории и, таким образом, указанные выше параметры не описывают температурные условия строго для точного центра.
Условия отливки металла
Настоящее изобретение эффективно для сталей, полученных с помощью любых условий отливки. Поэтому нет необходимости в установлении специальных ограничений на условия отливки. То есть отливка расплавленной стали и прокатка стального литья в слябы могут выполняться любыми способами без ограничений. Могут применяться стали, выплавленные такими способами, как конвертерный процесс производства стали или способ получения стали в электропечах, и слябы, полученные такими способами, как непрерывная разливка или разливка в слитки.
Повторное нагревание и упрочнение закалкой
Толстолистовая сталь, которая была подвергнута горячей прокатке до заданной толщины листа, повторно нагревается до температуры Ac3 фазового перехода или выше и впоследствии закаливается водяным охлаждением от температуры не ниже температуры фазового перехода Ar3 до температуры не выше 250°C, образуя, таким образом, структуру реечного мартенсита.
Если температура повторного нагревания ниже температуры фазового перехода Ac3, часть феррита остается непреобразованной и, следовательно, последующее водяное охлаждение не позволяет достигнуть целевой твердости. Если сталь охлаждается ниже температуры Ar3 фазового перехода, часть аустенита преобразуется в феррит перед водяным охлаждением и, следовательно, последующее водяное охлаждение оказывается не способным обеспечить целевую твердость. Если водяное охлаждение прекращается при температуре выше 250°C, кристаллическая структура может быть частично преобразованной в иные, помимо реечного мартенсита, структуры, такие как бейнит. Таким образом, температура повторного нагревания ограничивается пределами не ниже температуры Ac3 фазового перехода, температура начала водяного охлаждения ограничивается величиной не ниже температуры Ar3 фазового перехода и температура завершения водяного охлаждения ограничивается показателем не выше 250°C.
В данном изобретении температура Ac3 фазового перехода (°C) и температура Ar3 фазового перехода (°C) могут быть получены с использованием любых без ограничения уравнений. Например, Ac3=854-180С+44Si-14Mn-17,8Ni-1,7Cr и Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo. В данных уравнениях соответствующие символы элементов представляют содержания этих элементов в стали (в мас. %).
В данном изобретении в соответствии с требуемыми характеристиками могут, кроме того, приниматься следующие ограничения условий производства.
Условия горячей прокатки
Когда это целесообразно, сляб повторно нагревается до температуры, которая предпочтительно поддерживается не ниже 1100°C, более предпочтительно не ниже 1150°C и еще более предпочтительно не ниже 1200°C. Цель этого регулирования состоит в том, чтобы обеспечить возможность образования в слябе большего количества кристаллов, таких как кристаллы Nb, которые будут растворены в слябе и, таким образом, смогут эффективно гарантировать образование достаточного количества тонкодисперсных выделений.
При контролировании горячей прокатки предпочтительно, чтобы обжатие в нерекристаллизованной области составляло не менее 30%, более предпочтительно не менее 40% и еще более предпочтительно не менее 50%. Цель прокатки в нерекристаллизованной области с обжатием в 30% или более состоит в том, чтобы посредством деформационно-индуцированного осаждения вызвать образование тонкодисперсных выделений, таких как карбонитриды Nb.
Охлаждение
Когда после завершения горячей прокатки выполняется водяное охлаждение, предпочтительно, чтобы толстолистовая сталь принудительно охлаждалась до температуры не выше 250°C. Цель этого охлаждения состоит в ограничении роста тонкодисперсных выделений, образование которых было вызвано деформационно-индуцированным осаждением в ходе прокатки.
Скорость увеличения температуры в течение повторного нагревания
При регулировании температуры повторного нагревания в ходе повторного нагревания для упрочнения закалкой предпочтительно, чтобы толстолистовая сталь повторно нагревалась до температуры Ac3 фазового перехода или выше со скоростью не менее 1°C/с. Цель такого контролирования состоит в том, чтобы ограничить рост тонкодисперсных выделений, образующихся перед повторным нагреванием, и рост тонкодисперсных выделений, образующихся в ходе повторного нагревания. Способ нагревания может быть любым из, например, индукционного нагревания, электрического нагревания, нагревания инфракрасным излучением и атмосферного нагревания при условии обеспечения желательной скорости возрастания температуры.
Под вышеуказанными условиями могут быть получены износоустойчивые толстолистовые стали, имеющие тонкое кристаллическое зерно и демонстрирующие превосходную низкотемпературную ударную вязкость и устойчивость к водородному охрупчиванию.
Примеры
Были выплавлены стали A-K, имеющие химическую композицию, показанную в таблице 1, и разлиты в слябы, которые были подвергнуты обработке в условиях, указанных в таблице 2, с тем, чтобы получить толстые стальные пластины. Температура пластин измерялась термопарой, вводимой в центральную область по толщине пластины.
Таблица 2 представляет структуры толстолистовых сталей, средний размер кристаллических зерен, окруженных большеугловыми границами зерна, имеющими различия в ориентации в 15° или более, данные по плотности тонкодисперсных выделений с диаметром не более 50 нм, показатели твердости по Бринеллю и поглощенной энергии по Шарпи при -40°C, а также коэффициент надежности по устойчивости к замедленному разрушению полученных толстолистовых сталей.
Для определения структуры стальной пластины отбирался образец из поперечного сечения, перпендикулярного направлению прокатки, это сечение полировалось до зеркального блеска и протравливалось метанольным раствором азотной кислоты; структуры определялись рассмотрением под оптическим микроскопом при x400 увеличении области, располагавшейся на 0,5 мм ниже поверхности стальной пластины, и области, соответствовавшей 1/4 толщины пластины.
Для оценки ориентации кристаллов методом EBSP (угловое распределение обратно рассеянных электронов) анализировался участок в 100 квадратных мкм, который включал область, соответствовавшую 1/4 толщины пластины. С определением большого угла как представляющего различие в ориентации границ зерна в 15° или более были измерены диаметры зерен, окруженных такими границами, и вычислено простое среднее полученных результатов.
Для определения численной плотности тонкодисперсных выделений на единицу площади из области, соответствовавшей 1/4 толщины пластины, был приготовлен образец методом экстракционных углеродных реплик, рассмотрен и сфотографирован с помощью ТЕМ. Подсчитывалось количество тонкодисперсных выделений, имевших диаметр не более 50 нм, и определялась численная плотность на 100 мкм2.
Для определения твердости по Бринеллю оценивалась область на 0,5 мм ниже поверхности стальной пластины в соответствии с JIS Z2243 (2008) с прикладываемой при испытании силой в 3000 кгс с помощью шарика из цементированного карбида, имевшего диаметр индентора 10 мм (HBW10/3000). Поглощенная энергия по Шарли при -40°C измерялась в соответствии с JIS Z2242 (2005) применительно к полноразмерным образцам для испытаний по Шарпи с V-образным надрезом, которые были получены из области на 1/4 толщины пластины в перпендикулярном к направлению прокатки направлении. Были получены данные для трех образцов, представлявших соответствующие условия, и результаты усреднены.
Для определения коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению испытательный образец в виде прута был наводорожен способом катодного наводороживания.
При этом количество диффундирующего водорода в образце было увеличено приблизительно до 0,5 мас. ч./млн.
Поверхность образца покрывалась цинком для герметизации водорода. После этого были выполнены испытания на растяжение при скорости деформации 1×10-6/с и измерено относительное сужение разрушившегося образца. Отдельно испытаниям на растяжение при той же самой скорости деформации был подвергнут образец без наводороживания. Коэффициент надежности вычислялся с помощью следующего уравнения:
Коэффициент надежности (%) по устойчивости к замедленному разрушению = 100 × (Х1/Х0)
Здесь X0: относительное сужение испытательного образца, по существу не содержащего диффундирующего водорода, и
X1: относительное сужение испытательного образца, подвергнутого наводороживанию.
Целевые величины (диапазон по изобретению) твердости по Бринеллю равнялись 401 и выше, для поглощенной энергии по Шарпи при -40°C составляли 27 Дж и выше и для коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению отвечали 50% или более.
Figure 00000001
Figure 00000002
Представленные в таблице 2 толстолистовые стали №№1-7, 10, 11 и 14-16 соответствовали химической композиции и производственным режимам, требующимся в данном изобретении. Эти толстолистовые стали также удовлетворяли требующимся в изобретении показателям по среднему размеру зерна и плотности тонкодисперсных выделений и достигали целевых для изобретения величин твердости по Бринеллю, vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению.
Толстолистовые стали №№10 и 14 удовлетворяли требованиям изобретения и включали более высокую температуру нагревания, чем применявшаяся для толстолистовых сталей №№1 и 5, соответственно. Соответственно, был уменьшен размер зерна, увеличена плотность тонкодисперсных выделений, улучшены показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению.
Толстолистовая сталь №11 удовлетворяла требованиям по изобретению и включала более высокую степень обжатия в нерекристаллизованной области, чем толстолистовая сталь №2. Соответственно, был уменьшен размер зерна, увеличена плотность тонкодисперсных выделений, улучшены показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению.
Толстолистовая сталь №15 удовлетворяла требованиям по изобретению и, в отличие от толстолистовой стали №6, включала водяное охлаждение после прокатки. Соответственно, был уменьшен размер зерна, увеличена плотность тонкодисперсных выделений, улучшены показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению.
Толстолистовая сталь №16 удовлетворяла требованиям по изобретению и включала более высокую скорость увеличения температуры в ходе повторного нагревания по сравнению с толстолистовой сталью №7. Соответственно, был уменьшен размер зерна, увеличена плотность тонкодисперсных выделений, улучшены показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению.
С другой стороны, содержание Nb и содержание (Nb+Ti+Al+V) в толстолистовой стали №8 и содержание Nb в толстолистовой стали №9 было ниже нижних пределов диапазонов по изобретению. Как следствие, их средний размер зерна, плотность тонкодисперсных выделений и показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению целевых величин не достигали.
В толстолистовой стали №12 из-за температуры повторного нагревания, составлявшей менее Ac3 область от поверхности до глубины 1/4 по толщине пластины включала двухфазную структуру, а именно, состоящую из феррита и мартенсита. Недостаточность образования структуры реечного мартенсита является причиной более низкого показателя твердости по Бринеллю, чем требуется в данном изобретении.
В толстолистовой стали №13 из-за температуры начала водяного охлаждения, составлявшей менее Ar3, область от поверхности до глубины 1/4 по толщине пластины включала двухфазную структуру, а именно, состоящую из феррита и мартенсита. Недостаточность образования структуры реечного мартенсита является причиной более низкого показателя твердости по Бринеллю, чем требуется в данном изобретении.
С другой стороны, толстолистовые стали №№17 и 18 имели содержание Al ниже нижнего предела диапазона по изобретению. Как следствие, их средний размер зерна, плотность тонкодисперсных выделений и показатели vE-40°C и коэффициента надежности по устойчивости к замедленному разрушению целевых величин не достигали.

Claims (17)

1. Толстый лист из износостойкой стали, содержащей, мас.%: С: от 0,20 до 0,30, Si: 0,05 до 0,5, Mn: от 0,5 до 1,5, Cr: от 0,05 до 1,20, Nb: от 0,01 до 0,08, В: от 0,0005 до 0,003, Al: от 0,01 до 0,08, N: от 0,0005 до 0,008, Р: не более 0,05, S: не более 0,005 и О: не более 0,008, остальное Fe и неизбежные примеси, при этом стальной лист имеет твердость по Бринеллю (HBW10/3000), равную 401 или более, и микроструктуру, содержащую тонкодисперсные выделения диаметром 50 нм или менее с плотностью в 50 или более частиц на 100 мкм2, причем микроструктура листа от поверхности до глубины по меньшей мере в 1/4 толщины представляет собой реечный мартенсит со средним размером зерна не более 20 мкм, причем средний размер зерна представляет средний размер кристаллических зерен, окруженных большеугловыми границами зерен, имеющими различия в ориентации в 15° или более.
2. Лист из стали по п. 1, которая дополнительно содержит по меньшей мере один из, мас.%: Мо: не более 0,8, V: не более 0,2 и Ti: не более 0,05.
3. Лист из стали по п. 1, которая дополнительно содержит по меньшей мере один из, мас.%: Nd: не более 1, Cu: не более 1, Ni: не более 1, W: не более 1, Са: не более 0,005, Mg: не более 0,005 и редкоземельный металл (РЗМ): не более 0,02.
4. Лист из стали по п. 2, которая дополнительно содержит, по меньшей мере один из, мас.%: Nd: не более 1, Cu: не более 1, Ni: не более 1, W: не более 1, Са: не более 0,005, Mg: не более 0,005 и редкоземельный металл (РЗМ): не более 0,02.
5. Лист из стали по любому из пп. 1-4, в которой содержания Nb, Ti, Al и V удовлетворяют соотношению 0,03≤Nb+Ti+Al+V≤0,14, где Nb, Ti, Al и V представляет собой содержание в мас.% соответствующих элементов, и содержания Ti и V равны 0, когда Ti и V не добавляют.
6. Лист из стали по любому из пп. 1-4, который имеет толщину от 6 до 125 мм.
7. Лист из стали по п. 5, который имеет толщину от 6 до 125 мм.
8. Лист из стали по любому из пп. 1-4 или 7, в которой поглощенная энергия по Шарпи при -40°С составляет не менее 27 Дж и коэффициент надежности (%) по устойчивости к замедленному разрушению составляет не менее 50%, при этом коэффициент надежности представляет собой отношение (%) относительного сужения стального листа с содержанием 0,5 мас. ч./млн диффундирующего водорода к относительному сужению стального листа при отсутствии диффундирующего водорода.
9. Лист из стали по п. 5, в которой поглощенная энергия по Шарпи при -40°С составляет не менее 27 Дж и коэффициент надежности (%) по устойчивости к замедленному разрушению составляет не менее 50%, при этом коэффициент надежности представляет собой отношение (%) относительного сужения стального листа с содержанием 0,5 мас. ч./млн диффундирующего водорода к относительному сужению стального листа при отсутствии диффундирующего водорода.
10. Лист из стали по п. 6, в которой поглощенная энергия по Шарпи при -40°С составляет не менее 27 Дж и коэффициент надежности (%) по устойчивости к замедленному разрушению составляет не менее 50%, при этом коэффициент надежности представляет собой отношение (%) относительного сужения стального листа с содержанием 0,5 мас. ч./млн диффундирующего водорода к относительному сужению стального листа при отсутствии диффундирующего водорода.
11. Способ производства толстого листа из износостойкой стали, включающий отливку стали, имеющей химическую композицию, указанную в любом из пп. 1-5, с получением сляба, горячую прокатку сляба в толстый лист требуемой толщины, повторный нагрев толстого листа до температуры Ас3 фазового перехода или выше и последующую закалку толстого листа водяным охлаждением от температуры не ниже температуры Ar3 фазового перехода до температуры не более 250°С.
12. Способ по п. 11, который дополнительно включает повторное нагревание отлитого сляба до 1100°С или выше.
13. Способ по п. 11, в котором обжатие в нерекристаллизованной области в ходе горячей прокатки составляет не менее 30%.
14. Способ по п. 12, в котором обжатие в нерекристаллизованной области в ходе горячей прокатки составляет не менее 30%.
15. Способ по любому из пп. 11-14, который дополнительно включает водяное охлаждение горячекатаного толстого листа до температуры не выше 250°С.
16. Способ по любому из пп. 11-14, в котором повторное нагревание горячекатаного или подвергнутого водяному охлаждению толстого листа до температуры Ас3 фазового перехода или выше выполняют со скоростью не менее 1°С/с.
17. Способ по п. 15, в котором повторное нагревание горячекатаного или подвергнутого водяному охлаждению толстого листа до температуры Ас3 фазового перехода или выше выполняют со скоростью не менее 1°С/с.
RU2015146266A 2013-03-28 2014-03-19 Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства RU2627826C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013069932A JP6235221B2 (ja) 2013-03-28 2013-03-28 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
JP2013-069932 2013-03-28
PCT/JP2014/001595 WO2014156078A1 (ja) 2013-03-28 2014-03-19 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015146266A RU2015146266A (ru) 2017-05-03
RU2627826C2 true RU2627826C2 (ru) 2017-08-11

Family

ID=51623092

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015146266A RU2627826C2 (ru) 2013-03-28 2014-03-19 Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства

Country Status (13)

Country Link
US (1) US10253385B2 (ru)
EP (1) EP2942415B1 (ru)
JP (1) JP6235221B2 (ru)
KR (1) KR20150119116A (ru)
CN (2) CN105189803B (ru)
AU (1) AU2014245634B2 (ru)
BR (1) BR112015020012B1 (ru)
CL (1) CL2015002876A1 (ru)
MX (1) MX376913B (ru)
MY (1) MY196505A (ru)
PE (1) PE20151986A1 (ru)
RU (1) RU2627826C2 (ru)
WO (1) WO2014156078A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2784908C1 (ru) * 2021-12-28 2022-11-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаной листовой конструкционной стали

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102013224851A1 (de) * 2013-12-04 2015-06-11 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Kettenelement
CN104264054B (zh) * 2014-09-19 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法
JP6350340B2 (ja) * 2015-03-04 2018-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN104711480B (zh) * 2015-03-20 2017-01-18 苏州劲元油压机械有限公司 一种货架平台专用耐磨抗腐蚀钢板及其制备方法
KR20180038024A (ko) * 2015-09-17 2018-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물 및 그 제조 방법
EP3447156B1 (en) 2016-04-19 2019-11-06 JFE Steel Corporation Abrasion-resistant steel sheet and method for producing abrasion-resistant steel sheet
KR102126661B1 (ko) 2016-04-19 2020-06-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
US10662512B2 (en) 2016-09-15 2020-05-26 Nippon Steel Corporation Abrasion-resistant steel
JP6540764B2 (ja) * 2016-09-16 2019-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP6572952B2 (ja) * 2016-09-28 2019-09-11 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
JP6583374B2 (ja) * 2016-09-28 2019-10-02 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
KR101899686B1 (ko) 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
JP6729522B2 (ja) * 2017-08-30 2020-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉耐摩耗鋼板およびその製造方法並びに耐摩耗部材の製造方法
CN107974638B (zh) * 2017-10-23 2020-06-19 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种连铸坯制造的厚度达180mm齿条钢板的制造方法
CN108220809B (zh) * 2017-12-26 2020-08-14 钢铁研究总院 一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢
CN108251761A (zh) * 2018-02-26 2018-07-06 朱威威 稀土高铬钨高温耐热耐磨钢
CN108517465B (zh) * 2018-05-15 2019-06-28 马钢(集团)控股有限公司 一种铌钛铬硼合金化耐磨钢及其制备方法
CN108707824A (zh) * 2018-05-25 2018-10-26 山东钢铁股份有限公司 一种抗氢致延迟开裂耐磨钢板及其制备方法
KR102119959B1 (ko) * 2018-09-27 2020-06-05 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2020210519A1 (en) 2019-04-11 2020-10-15 Federal-Mogul Ignition Llc Spark plug shell and method of manufacture
CN110195186B (zh) * 2019-05-14 2021-02-23 鞍钢股份有限公司 一种特厚热轧高合金热作模具钢及其制备方法
AU2020350261B2 (en) * 2019-09-17 2023-06-08 Jfe Steel Corporation Wear-resistant steel plate and method for producing same
CN110512145A (zh) * 2019-09-18 2019-11-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土nm360宽厚钢板及其生产方法
CN110512147A (zh) * 2019-09-18 2019-11-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土nm400宽厚钢板及其生产方法
CN110512151A (zh) * 2019-09-18 2019-11-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土nm450宽厚钢板及其生产方法
CN110512144A (zh) * 2019-09-18 2019-11-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土nm500宽厚钢板及其生产方法
DE102019215055A1 (de) * 2019-09-30 2021-04-01 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes sowie ein entsprechendes Stahlprodukt
KR102326045B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-15 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 냉간단조용 선재, 부품 및 이들의 제조방법
CN110983000A (zh) * 2019-12-31 2020-04-10 四川大学 一种提高ZG35Mn合金铸钢强度和韧性的热处理工艺
JP7428889B2 (ja) * 2020-03-27 2024-02-07 日本製鉄株式会社 鋼材
US20230151472A1 (en) * 2020-04-14 2023-05-18 Nippon Steel Corporation Steel near-net-shape material and method for producing same
CN113832387B (zh) * 2020-06-23 2022-11-15 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法
KR102402238B1 (ko) * 2020-08-07 2022-05-26 주식회사 포스코 수소 취화 저항성 및 충격 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
CN113462978B (zh) * 2021-06-30 2022-12-09 重庆长安汽车股份有限公司 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法
CN114525450A (zh) * 2022-02-08 2022-05-24 南京钢铁股份有限公司 一种耐磨钢及其生产方法
CN114686768A (zh) * 2022-04-12 2022-07-01 南京钢铁股份有限公司 一种360hb-450hb级耐磨钢及其生产方法
CN114959503A (zh) * 2022-07-01 2022-08-30 湖南华菱涟钢特种新材料有限公司 耐磨钢板及其制造方法和制品
KR20240096156A (ko) 2022-12-19 2024-06-26 주식회사 포스코 고압수소 저장용기용 강재 및 그 제조방법
CN116926417A (zh) * 2023-05-29 2023-10-24 北京科技大学 一种复合析出相增强抗氢脆钢及其制备方法
CN116926425B (zh) * 2023-07-24 2024-12-13 鞍钢股份有限公司 一种大厚度高强度级别的临氢容器钢板及其制造方法
CN117070836B (zh) * 2023-07-28 2025-12-16 南京钢铁股份有限公司 一种极寒地区用含稀土的高强度耐磨钢板及其制备方法
KR20250031076A (ko) 2023-08-25 2025-03-06 주식회사 포스코 강재 및 그 제조방법
CN118814074B (zh) * 2024-09-18 2024-11-29 北京科技大学 一种抗氢脆Cr-Mo合金钢及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2442830C1 (ru) * 2010-10-08 2012-02-20 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства высокопрочных стальных фабрикатов
AU2009355404A1 (en) * 2009-11-17 2012-05-17 Nippon Steel Corporation High-toughness abrasion-resistant steel and manufacturing method therefor

Family Cites Families (16)

* 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
JP3698082B2 (ja) 2000-09-13 2005-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼
JP2002256382A (ja) 2000-12-27 2002-09-11 Nkk Corp 耐摩耗鋼板及びその製造方法
JP4238832B2 (ja) 2000-12-27 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板及びその製造方法
CN1293222C (zh) * 2003-12-11 2007-01-03 杨军 一种高硬度高韧性易火焰切割的耐磨钢板及其制备方法
JP4650013B2 (ja) * 2004-02-12 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
BR122017004300B1 (pt) 2008-11-11 2017-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of production of a high resistance steel sheet
JP5348392B2 (ja) 2009-01-28 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐磨耗鋼
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
KR20130133036A (ko) * 2011-03-29 2013-12-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내응력 부식 균열성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조 방법
BR112013025040B1 (pt) 2011-03-29 2018-11-06 Jfe Steel Corporation chapa de aço resistente à abrasão tendo resistência a fragilização por corrosão sob tensão, e método para produção da mesma
JP5375916B2 (ja) * 2011-09-28 2013-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 平坦度に優れる耐磨耗鋼板の製造方法
EP2592168B1 (en) 2011-11-11 2015-09-16 Tata Steel UK Limited Abrasion resistant steel plate with excellent impact properties and method for producing said steel plate
JP5966730B2 (ja) 2012-07-30 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
US20150232971A1 (en) * 2012-09-19 2015-08-20 Jfe Steel Corporation Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and excellent corrosive wear resistance

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2009355404A1 (en) * 2009-11-17 2012-05-17 Nippon Steel Corporation High-toughness abrasion-resistant steel and manufacturing method therefor
RU2442830C1 (ru) * 2010-10-08 2012-02-20 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства высокопрочных стальных фабрикатов

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2784908C1 (ru) * 2021-12-28 2022-11-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаной листовой конструкционной стали

Also Published As

Publication number Publication date
JP2014194043A (ja) 2014-10-09
CN105189803A (zh) 2015-12-23
EP2942415A1 (en) 2015-11-11
CN107227426B (zh) 2019-04-02
US20160060721A1 (en) 2016-03-03
EP2942415B1 (en) 2018-12-19
MX2015013577A (es) 2016-02-05
AU2014245634B2 (en) 2016-06-23
BR112015020012A2 (pt) 2017-07-18
AU2014245634A1 (en) 2015-08-20
BR112015020012B1 (pt) 2020-11-17
PE20151986A1 (es) 2016-01-13
EP2942415A4 (en) 2016-03-02
CL2015002876A1 (es) 2016-05-20
CN107227426A (zh) 2017-10-03
KR20150119116A (ko) 2015-10-23
MY196505A (en) 2023-04-18
RU2015146266A (ru) 2017-05-03
MX376913B (es) 2025-03-07
US10253385B2 (en) 2019-04-09
CN105189803B (zh) 2018-05-04
JP6235221B2 (ja) 2017-11-22
WO2014156078A1 (ja) 2014-10-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2627826C2 (ru) Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства
RU2627830C2 (ru) Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, и способ ее производства
CN110546290B (zh) 奥氏体系耐磨钢板
CN114402086B (zh) 耐磨损钢板及其制造方法
KR101988277B1 (ko) 마르텐사이트계 스테인리스 냉연판
CN111479945A (zh) 具有优秀硬度和冲击韧性的耐磨损钢及其制造方法
WO2010150448A1 (ja) 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法
WO2006129827A1 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法
WO2021241606A1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP2005256169A (ja) 低温靱性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2019082325A1 (ja) 低温用ニッケル含有鋼
WO2021241605A1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN115989326B (zh) 耐磨钢
JP2020132914A (ja) 耐摩耗厚鋼板
CN105814225B (zh) 船舶用钢锻件
CN115667561A (zh) 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法
JP7674697B1 (ja) 鋼板