BR112015020046B1 - chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma - Google Patents

chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma Download PDF

Info

Publication number
BR112015020046B1
BR112015020046B1 BR112015020046A BR112015020046A BR112015020046B1 BR 112015020046 B1 BR112015020046 B1 BR 112015020046B1 BR 112015020046 A BR112015020046 A BR 112015020046A BR 112015020046 A BR112015020046 A BR 112015020046A BR 112015020046 B1 BR112015020046 B1 BR 112015020046B1
Authority
BR
Brazil
Prior art keywords
plate
steel plate
less
thick steel
abrasion
Prior art date
Application number
BR112015020046A
Other languages
English (en)
Other versions
BR112015020046A2 (pt
Inventor
Nagao Akihide
Ishikawa Nobuyuki
Miura Shinichi
Original Assignee
Jfe Steel Corp
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 Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of BR112015020046A2 publication Critical patent/BR112015020046A2/pt
Publication of BR112015020046B1 publication Critical patent/BR112015020046B1/pt

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C22C38/06—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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

resumo patente de invenção: "placa de aço resistente à abrasão que tem possui rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma". uma placa tem uma dureza brinell (hbw10/3000) de 361 ou mais, e espessura de 6 a 125 mm, contém 50/100 µm2 ou mais de precipitados finos de diâmetro de 50nm ou menos em aço de martensita de ripa com grãos de cristal, que são cercados por contornos de grão de ângulo elevado de uma orientação errada de 15° ou mais, e tem um tamanho de partícula média de 20 µm ou menos. o aço contém, por % em massa, c: 0,10 até menos que 0,20%, si: 0,05 a 0,5%, mn: 0,5 a 1,5%, cr: 0,05 a 1,20%, nb: 0,01 a 0,08%, b: 0,0005 a 0,003%, al: 0,01 a 0,08%, n: 0,0005 a 0,008%, p: 0,05% ou menos, s: 0,005% ou menos, o: 0,008% ou menos, além disso, contém, um ou mais elementos de terra rara dentre mo, v, ti, nd, cu, ni, w, ca e mg, e satisfaz 0,03 = nb + ti + al + v = 0,14, com o restante constituindo fe e as impurezas inevitáveis. o aço é fundido, e após a laminação, reaquecido para o ponto de transformação ac3 ou maior, e sucessivamente, arrefecido bruscamente a partir do ponto de transformação ar3 ou maior para uma temperatura de 250°c ou menos por resfriamento com água. conforme requerido, o aço é reaquecido a 1100°c ou mais, a redução de laminação de uma região não recristalizada é de 30% ou mais, e o aço é resfriado por meio de resfriamento com água para uma temperatura de 250°c ou menos, e reaquecido em uma taxa de 1 °c/s ou mais para o ponto de transformação ac3 ou maior.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para CHAPA GROSSA DE AÇO RESISTENTE À ABRASÃO COM EXCELENTE RIGIDEZ À BAIXA TEMPERATURA E MÉTODO DE FABRICAÇÃO DA MESMA.
CAMPO DA TÉCNICA [0001] A presente invenção refere-se às placas de aço resistentes à abrasão que têm excelente rigidez à baixa temperatura e aos métodos de fabricação de tais placas de aço. Em particular, a invenção refere-se às técnicas adequadas para as placas de aço resistentes à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura que tem uma dureza Brinell de 361 ou mais.
TÉCNICA ANTECEDENTE [0002] Nos últimos anos, tem havido uma tendência em aumentar a dureza de placas de aço que são usadas no campo de maquinário industrial em ambientes abrasivos tais como minas, engenharia civil, máquinas agrícolas e construção com o objetivo de, por exemplo, estender a vida útil da capacidade de trituração para triturar minérios em pó.
[0003] Entretanto, o aumento da dureza de aço é geralmente acompanhado por uma diminuição da rigidez à baixa temperatura e, consequentemente, provoca um risco de que o aço possa ser trincado durante o uso. Assim, há uma forte demanda para o aprimoramento na rigidez à baixa temperatura de placas de aço resistentes à abrasão de alta dureza, em particular, as placas de aço resistentes à abrasão que têm uma dureza Brinell de 361 ou mais.
[0004] As abordagens para a realização de placas de aço resistentes à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e métodos de fabricação de tais placas de aço têm sido propostos na técnica tal como nas Literaturas de Patente 1, 2 e 3 nas quais a rigidez à baixa temperatura é melhorada pela otimização do equivalente de carbono e do
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 16/39
2/23 índice de temperabilidade.
LISTA DE CITAÇÃO LITERATURA DE PATENTE [0005] PTL 1: Publicação de Pedido de Patente Não Examinado
Japonês no 2002-256382 [0006] PTL 2: Patente Japonesa no 3698082 [0007] PTL 3: Patente Japonesa no 4238832 [0008] REVELAÇÃO DA INVENÇÃO PROBLEMA DA TÉCNICA [0009] Entretanto, a energia absorvida de Charpy em -40 °C, que é obtida com estabilidade pelos métodos convencionais, tais como os descritos nas Literaturas de Patente 1, 2 e 3 alcança um limite de cerca de 50 a 100 J. Assim, tem havido demanda para placas de aço resistentes à abrasão que têm maior rigidez à baixa temperatura e para métodos capazes de fabricar tais placas de aço.
[0010] A presente invenção tem sido feita à luz das circunstâncias na técnica discutida acima. É, portanto, um objetivo da invenção fornecer placas de aço resistentes à abrasão que tenham uma dureza Brinell de 361 ou mais e que ainda exibam rigidez superior à baixa temperatura nas placas de aço resistentes à abrasão convencionais, e fornecer métodos de fabricação de tais placas de aço.
SUMÁRIO DA INVENÇÃO SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA [0011] As três linhas diretrizes de design de qualidade básica para aprimorar a rigidez à baixa temperatura de aço martenselítico em ripa conforme temperado são reduzir o tamanho dos contornos de grão de alto ângulo que, geralmente, determinam os tamanhos de faceta de fratura, diminuir a quantidade de impurezas, tais como fósforo e enxofre que reduzem a força de ligação nos contornos de grão, e reduzir o tamanho e a quantidade de inclusões que induzem fragilidade à baixa
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 17/39
3/23 temperatura.
[0012] Os presentes inventores têm feito estudos extensivos direcionados ao aprimoramento da rigidez à baixa temperatura de placas de aço resistentes à abrasão com base no ponto de vista acima. Como resultado, os presentes inventores constataram que o engrossamento de grãos de austenita reaquecidos é suprimido pela dispersão de uma grande quantidade de precipitados finos, tais como carbonitreto de Nb, que tem um diâmetro de não mais do que 50 nm e, consequentemente, o tamanho de pacotes, os quais determinam os tamanhos de faceta de fratura, é reduzido de modo significativo para tornar possível obter placas de aço resistentes à abrasão que têm uma rigidez maior à baixa temperatura do que os materiais convencionais.
[0013] A presente invenção foi concluída por estudos adicionais com base na constatação acima, e fornece as seguintes placas de aço resistentes à abrasão que têm excelente rigidez à baixa temperatura, assim como os métodos de fabricação de tais placas de aço.
(1) Uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura que inclui, por % em massa de C: 0,10% até menos que 0,20%, de Si: 0,05 até 0,5%, de Mn: 0,5 até 1,5%, de Cr: 0,05 até 1,20%, de Nb: 0,01 até 0,08%, de B: 0,0005 até 0,003%, de Al: 0,01 até 0,08%, de N: 0,0005 até 0,008%, de P: não mais do que 0,05%, de S: não mais do que 0,005% e de O: não mais do que 0,008%, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, a chapa grossa de aço inclui precipitados finos de 50 nm ou menos de diâmetro com uma densidade de 50 ou mais de partículas por 100 pm2, a chapa grossa de aço que tem uma estrutura martensítica em ripa a partir da superfície da chapa grossa de aço por pelo menos uma profundidade de 1/4 da espessura da placa, a estrutura martensítica em ripa que tem um tamanho de grão médio de não mais do que 20 pm, em que o tamanho de grão médio é do tamanho de grão médio de grãos de cris
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 18/39
4/23 tal circundados pelos contornos de grão de alto ângulo que tem uma diferença de orientação de 15° ou mais, a chapa grossa de aço que tem uma dureza Brinell (HBW10/3000) de 361 ou mais.
(2) A chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrita em (1), em que o aço inclui, adicionalmente, por % em massa, um, ou dois ou mais de Mo: não mais do que 0,8%, de V: não mais do que 0,2% e de Ti: não mais do que 0,05%.
(3) A chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrita em (1) ou (2), em que a composição química do aço inclui, adicionalmente, por % em massa, um, ou dois ou mais de Nd: não mais do que 1% de Cu: não mais do que 1% de Ni: não mais do que 1% de W: não mais do que 1% de Ca: não mais do que 0,005% de Mg: não mais do que 0,005% e de REM: não mais do que 0,02% (nota: REM é uma abreviação para metal de terra rara).
(4) A chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrita em qualquer um de (1) a (3), em que os teores de Nb, Ti, Al e V satisfazem 0,03 < Nb + Ti + Al + V < 0,14 em que Nb, Ti, Al e V indicam os respectivos teores (em % em massa) e são 0 quando Nb, Ti, Al e V não estão adicionados.
(5) A chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrita em qualquer um de (1) a (4), em que a espessura da placa é de 6 a 125 mm.
(6) A chapa grossa de aço resistente à abrasão descrita em qualquer um de (1) a (5), em que a energia absorvida de Charpy em 40 °C não é menos do que 27 J.
(7) Um método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura, que inclui lingotar um aço que tem a composição química descrita em
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 19/39
5/23 qualquer um de (1) a (4), laminar a quente a chapa de modo a formar uma chapa grossa de aço que tem uma espessura de placa prescrita, reaquecer a chapa grossa de aço ao ponto de transformação Ac3 ou acima e, subsequentemente, temperar a chapa grossa de aço por meio de resfriamento com água a partir de uma temperatura de não menos do que o ponto de transformação Ar3 até uma temperatura de não mais do que 250 °C.
(8) O método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrito em (7), que inclui, adicionalmente, reaquecer a chapa a ser lingotada até 1.100 °C ou acima.
(9) O método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrito em (7) ou (8), em que a redução de laminação durante a laminação a quente em uma região não recristalizada não é menos do que 30%.
(10) O método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrito em qualquer um de (7) a (9), que inclui, adicionalmente, chapa grossa de açoresfriar a chapa grossa laminada a quente por meio de resfriamento com água até uma temperatura de não mais do que 250 °C.
(11) O método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura descrito em qualquer um de (7) a (10), em que o reaquecimento da chapa grossa de aço laminada a quente ou resfriada por água até o ponto de transformação Ac3 ou acima é realizado em uma taxa de não menos do que 1 °C/s.
EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO [0014] As placas de aço resistentes à abrasão da presente inven
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 20/39
6/23 ção têm uma dureza Brinell de 361 ou mais e ainda exibem rigidez superior à baixa temperatura, e os métodos inventivos podem produzir tais placas de aço. Essas vantagens são muito úteis na indústria.
DESCRIÇÃO DAS MODALIDADES [0015] Serão descritas as razões pelas quais a microestrutura na invenção é limitada.
[0016] Uma chapa grossa de aço resistente à abrasão da presente invenção inclui um aço martensítico em ripa que tem uma microestrutura na qual a região a partir da superfície da chapa grossa de aço até pelo menos uma profundidade de 1/4 da espessura da placa é uma estrutura martensítica em ripa e o tamanho de grão médio dos grãos de cristal circundados pelos contornos de grão de alto ângulo que tem uma diferença de orientação de 15° ou mais não é maior do que 20 pm, preferencialmente não maior do que 10 pm, e mais preferencialmente não maior do que 5 Mm.
[0017] Grãos de alto ângulo servem como localizações em que os deslizamentos são acumulados. A redução do tamanho dos grãos de alto ângulo soluciona o problema da concentração de tensão devido à acumulação de deslizamentos para os contornos de grão, e, por conseguinte reduz a ocorrência de rupturas devido à rotura frágil, aprimorando, assim, a rigidez à baixa temperatura. O efeito ao aprimorar a rigidez à baixa temperatura é aumentado com a diminuição dos tamanhos de grão. O efeito indicado pode ser obtido controlando-se o tamanho de grão médio de grãos de cristal circundados pelos contornos de grão de alto ângulo que tem uma diferença de orientação de 15° ou mais até não mais do que 20 μm. O tamanho de grão médio é, preferencialmente, de não mais do que 10 μm e, mais preferencialmente, de não mais do que 5 μm.
[0018] Por exemplo, as orientações de cristal podem ser medidas analisando-se as orientações de cristal em uma região de 100 μm
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 21/39
7/23 quadrado por um método de Difração de Elétrons (padrão de espalhamento posterior de elétron). Supondo-se que o alto ângulo refere-se a uma diferença de 15° ou mais nas orientações dos contornos de grão, os diâmetros dos grãos circundados por tais contornos de grão são medidos e a média simples dos resultados é determinada.
[0019] Na invenção, o aço inclui precipitados finos que têm um diâmetro de não mais do que 50 nm, preferencialmente de não mais do que 20 nm, e mais preferencialmente, de não mais do que 10 nm, com uma densidade de 50 ou mais de partículas por 100 pm2.
[0020] Os principais precipitados finos cujos efeitos foram confirmados são carbonitretos de Nb, carbonitretos de Ti, nitretos de Al e carbonetos de V. Entretanto, os precipitados não são limitados a estes, contanto que os tamanhos correspondam, e possam incluir outras formas, tais como óxidos. Os precipitados finos que têm um diâmetro menor e uma densidade maior fornecem efeitos maiores quanto a suprimir o engrossamento de cristais em virtude de seu efeito de imobilização. O tamanho dos grãos de cristal é reduzido e a rigidez à baixa temperatura é aprimorada pela presença de pelo menos 50 ou mais partículas de precipitados finos que têm um diâmetro de não mais do que 50 nm, preferencialmente não mais do que 20 nm e, mais preferencialmente, de não mais do que 10 nm por 100 pm2.
[0021] Para determinar o diâmetro de partícula médio dos precipitados finos, por exemplo, uma amostra preparada por um método de réplica de extração de carbono é observada e fotografada por TEM, e a imagem é analisada para medir o diâmetro de partícula médio de 50 ou mais partículas de precipitados finos como a média simples.
[0022] A dureza Brinell é de 361 ou mais, com o objetivo de obter alto desempenho de resistência à abrasão. A espessura da placa é de 6 a 125 mm, que é a taxa geral da espessura de placas de aço resistentes à abrasão. Entretanto, a espessura da placa não é limitada a
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 22/39
8/23 essa taxa e a técnica da presente invenção é aplicável a placas de aço que têm outras espessuras. Não é sempre necessário que a chapa grossa de aço seja totalmente composta da estrutura martensítica em ripa. Dependendo do uso, por exemplo, a estrutura martensítica em ripa pode se estender a partir da superfície da chapa grossa de aço até uma profundidade de 1/4 da espessura da placa, e a outra região que se estende a partir de 1/4 a 3/4 da espessura da placa pode ser, por exemplo, uma estrutura bainítica inferior ou uma estrutura bainítica superior.
[0023] Uma composição química preferida e condições para a fabricação das placas de aço resistentes à abrasão que têm a microestrutura acima mencionada são limitadas pelas razões descritas abaixo.
[COMPOSIÇÃO QUÍMICA] A UNIDADE % NA COMPOSIÇÃO QUÍMICA É % EM MASSA.
C: 0,10% até menos que 0,20% [0024] O carbono é adicionado para garantir a dureza martensítica e a temperabilidade. Esses efeitos não são obtidos de modo suficiente se a quantidade adicionada é menor do que 0,10%. Por outro lado, a adição de 0,20% ou mais de carbono resulta na diminuição da rigidez do aço de base e solda as zonas afetadas por calor, e também causa uma diminuição marcada na soldabilidade. Assim, o teor de C é limitado de 0,10% até menos que 0,20%.
Si: 0,05 até 0,5% [0025] O silício é adicionado como um desoxidante na fabricação de aço e também como um elemento para garantir temperabilidade. Esses efeitos não são obtidos de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. Se, por outro lado, mais do que 0,5% de silício é adicionado, os contornos de grão são fragilizados e a baixa temperatura é diminuída. Assim, o teor de Si é limitado de 0,05 até 0,5%.
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 23/39
9/23
Mn: 0,5 até 1,5% [0026] O manganês é adicionado como um elemento para garantir a temperabilidade. Esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,5%. Se, por outro lado, mais do que 1,5% de manganês é adicionado, a força nos contornos de grão é reduzida e a rigidez à baixa temperatura é diminuída. Assim, o teor de Mn é limitado de 0,5 até 1,5%.
Cr: 0,05 até 1,20% [0027] O cromo é adicionado como um elemento para garantir a temperabilidade. Esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. Por outro lado, a adição de mais do que 1,20% de cromo resulta em uma diminuição na soldabilidade. Assim, o teor de Cr é limitado de 0,05 até 1,20%.
Nb: 0,01 até 0,08% [0028] O nióbio forma os carbonitretos de Nb no formato de precipitados finos que servem para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, assim, suprimir o engrossamento de grãos. Esse efeito não é obtido de modo suficiente se o teor de Nb for menor do que 0,01%. Por outro lado, a adição de mais do que 0,08% de nióbio causa uma diminuição na rigidez de zonas afetadas por calor de solda. Assim, o teor de Nb é limitado de 0,01 até 0,08%.
B: 0,0005 até 0,003% [0029] O boro é adicionado como um elemento para garantir a temperabilidade. Esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,0005%. A adição de mais do que 0,003% de boro causa uma diminuição na rigidez. Assim, o teor de B é limitado de 0,0005 até 0,003%.
Al: 0,01 até 0,08% [0030] O alumínio é adicionado como um desoxidante e também forma nitretos de Al no formato de precipitados finos, os quais servem
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 24/39
10/23 para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, assim, suprimir o engrossamento de grãos. Adicionalmente, o alumínio fixa o nitrogênio livre como os nitretos de Al e, desse modo, suprime a formação de nitretos de B para permitir ao boro livre ser eficazmente usado para o aprimoramento da temperabilidade. Assim, na invenção, é mais importante controlar o teor de Al. O alumínio precisa ser adicionado em 0,01% ou mais, porque os efeitos acima não são obtidos de modo suficiente se o teor de Al for menor do que 0,01%. Preferencialmente, recomenda-se adicionar 0,02% ou mais de alumínio e, mais preferencialmente, 0,03% ou mais de alumínio. Por outro lado, a adição de mais do que 0,08% de alumínio aumenta a probabilidade de ocorrência de defeitos de superfície nas placas de aço. Assim, o teor de Al é limitado de 0,01 até 0,08%.
N: 0,0005 até 0,008% [0031] O nitrogênio forma nitretos com elementos tais como nióbio, titânio e alumínio no formato de precipitados finos, os quais servem para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, desse modo, suprimir o engrossamento de grãos. Assim, o nitrogênio é adicionado para obter um efeito de aprimoramento da rigidez à baixa temperatura. O efeito da redução do tamanho da microestrutura não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,0005%. Se, por outro lado, mais do que 0,008% de nitrogênio for adicionado, a quantidade de nitrogênio soluto é, então, aumentada, de modo que a rigidez do aço de base e a solda de zonas afetadas por calor são diminuídas. Assim, o teor de N é limitado de 0,0005 até 0,008%.
P: não mais do que 0,05% [0032] O fósforo é um elemento de impureza e é prontamente segregado nos contornos de grão de cristal. Se o teor de P excede 0,05%, a força de ligação entre os grãos de cristal adjacentes é reduzida e a rigidez à baixa temperatura é diminuída. Assim, o teor de P é
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 25/39
11/23 limitado a não mais do que 0,05%.
S: não mais do que 0,005% [0033] O enxofre é um elemento de impureza e é prontamente segregado nos contornos de grão de cristal. O enxofre também tende a formar MnS, que é uma inclusão de não metal. A adição de mais do que 0,005% de enxofre diminui a força de ligação entre os grãos de cristal adjacentes e também aumenta a quantidade de inclusões, que resulta em uma diminuição na rigidez à baixa temperatura. Assim, o teor de S é limitado a não mais do que 0,005%.
O: não mais do que 0,008% [0034] O oxigênio afeta a capacidade de trabalho do aço através da formação de óxidos com elementos tais como alumínio. Se mais do que 0,008% de oxigênio for adicionado, a capacidade de trabalho é deteriorada devido ao aumento na quantidade de inclusões. Assim, o teor de O é limitado a não mais do que 0,008%.
[0035] A chapa grossa de aço resistente à abrasão da invenção é composta dos componentes básicos descritos acima e o restante que é o Fe e as impurezas inevitáveis.
[0036] Na invenção, os seguintes componentes podem ser adicionados, adicionalmente, de acordo com as características desejadas.
Mo: não mais do que 0,8% [0037] O molibdênio tem um efeito de aprimoramento de temperabilidade. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. É preferível, portanto adicionar 0,05% ou mais de molibdênio. A eficácia econômica é deteriorada se mais do que 0,8% de molibdênio for adicionado. Assim, o teor de molibdênio, quando adicionado, é limitado a não mais do que 0,8%.
V: não mais do que 0,2% [0038] O vanádio tem um efeito de aprimoramento de temperabilidade e também forma carbonetos de V no formato de precipitados fi
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 26/39
12/23 nos, os quais servem para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, desse modo, suprimir o engrossamento de grãos. Esses efeitos não são obtidos de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,005%. É preferível, portanto, adicionar 0,005% ou mais de vanádio. Entretanto, a adição de mais do que 0,2% de vanádio resulta em uma diminuição da rigidez de zonas afetadas por calor de solda. Assim, o teor de vanádio, quando adicionado, é limitado a não mais do que 0,2%.
Ti: não mais do que 0,05% [0039] O titânio forma os carbonitretos de Ti no formato de precipitados finos, os quais servem para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, assim, suprimir o crescimento dos grãos. Adicionalmente, o titânio fixa o nitrogênio livre como os nitretos de Ti e, desse modo, suprime a formação de nitretos de B para permitir que o boro livre seja eficazmente usado para o aprimoramento de temperabilidade. Entretanto, esses efeitos não são obtidos de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,005%. É preferível, portanto, adicionar 0,005% ou mais de titânio. Entretanto, a adição de mais do que 0,05% de titânio resulta na diminuição da rigidez de zonas afetadas por calor de solda. Assim, o teor de titânio, quando adicionado, é limitado a não mais do que 0,05%.
Nd: não mais do que 1% [0040] O neodímio diminui a quantidade de enxofre segregado nos contornos de grão incorporando o enxofre como inclusões, e, desse modo, aprimora a rigidez à baixa temperatura. Entretanto, esses efeitos não são obtidos de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,005%. É preferível, portanto, adicionar 0,005% ou mais de neodímio. Entretanto, a adição de mais do que 1% de neodímio resulta na diminuição da rigidez de zonas afetadas por calor de solda. Assim, o teor de neodímio, quando adicionado, é limitado a não
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 27/39
13/23 mais do que 1%.
Cu: não mais do que 1% [0041] O cobre tem um efeito de aprimoramento de temperabilidade. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. É preferível, portanto, adicionar 0,05% ou mais de cobre. Se, entretanto, o teor de Cu exceder 1%, a tendência é ocorrer ruptura a quente durante o aquecimento e a soldagem da chapa. Assim, o teor de cobre, quando adicionado, é limitado a não mais do que 1%.
Ni: não mais do que 1% [0042] O níquel tem um efeito de aprimoramento de rigidez e de temperabilidade. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. É preferível, portanto, adicionar 0,05% ou mais de níquel. Se, entretanto, o teor de Ni excede 1%, a eficácia econômica diminui. Assim, o teor de níquel, quando adicionado, é limitado a não mais do que 1%.
W: não mais do que 1% [0043] O tungstênio tem um efeito de aprimoramento de temperabilidade. Esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,05%. É preferível, portanto, adicionar 0,05% ou mais de tungstênio. Entretanto, a adição de mais do que 1% de tungstênio causa uma diminuição na soldabilidade. Assim, o teor de tungstênio, quando adicionado, é limitado a não mais do que 1%.
Ca: não mais do que 0,005% [0044] O cálcio tem um efeito de controle de forma da inclusão de sulfeto para CaS que é uma inclusão esférica que dificilmente se estende por laminação, ao invés do MnS, que é uma forma de inclusão que prontamente se estende por laminação. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,0005%. É preferível, portanto, adicionar 0,0005% ou mais de
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 28/39
14/23 cálcio. Entretanto, a adição de mais do que 0,005% de cálcio diminui a pureza e resulta em uma deterioração na qualidade, tal como a rigidez. Assim, o teor de cálcio, quando adicionado, é limitado a não mais do que 0,005%.
Mg: não mais do que 0,005% [0045] O magnésio é adicionado como um dessulfurizador para metal quente. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,0005%. É preferível, portanto, adicionar 0,0005% ou mais de magnésio. Entretanto, a adição de mais do que 0,005% de magnésio causa uma diminuição na pureza. Assim, a quantidade de magnésio, quando adicionada, é limitada a não mais do que 0,005%.
REM: não mais do que 0,02% [0046] Metais de terra rara formam oxissulfetos de REM (O, S) em aço e, desse modo, diminuem a quantidade de enxofre de solutos em contornos de grão de cristal para fornecer características de resistência a trincamento SR aprimoradas. Entretanto, esse efeito não é obtido de modo suficiente se a quantidade adicionada for menor do que 0,0005%. É preferível, portanto, adicionar 0,0005% ou mais de metais de terra rara. Entretanto, a adição de mais do que 0,02% de metais de terra rara resulta em um acúmulo excessivo de sulfetos de REM em zonas de sedimentação e causa uma diminuição na qualidade. Assim, a quantidade de metais de terra rara, quando adicionados, é limitada a não mais do que 0,02%.
0,03 < Nb + Ti + Al + V < 0,14 [0047] O nióbio, o titânio, o alumínio e o vanádio formam os carbonitretos de Nb, os carbonitretos de Ti, os nitretos de Al e os carbonetos de V no formato de precipitados finos, os quais servem para imobilizar os grãos de austenita aquecidos e, assim, suprimir o engrossamento de grãos. Estudos detalhados da relação entre os teores desses ele
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 29/39
15/23 mentos e do tamanho de grão mostraram que uma redução marcada no tamanho de grão de cristal é alcançada e um aprimoramento na rigidez à baixa temperatura é obtido quando os teores satisfazem 0,03 < Nb + Ti + Al + V < 0,14. Assim, os teores são limitados a 0,03 < Nb + Ti + Al + V < 0,14. No mesmo, Nb, Ti, Al e V indicam os respectivos teores (em % em massa) e são 0 quando esses elementos estão ausentes.
CONDIÇÕES DE FABRICAÇÃO [0048] Os formatos das placas de aço resistentes à abrasão da invenção não são limitados às placas de aço e podem ser qualquer um dentre diversos outros formatos tais como tubos, aços moldados e aços de haste. A temperatura e a taxa de aquecimento especificada nas condições de fabricação são parâmetros que descrevem a área central do aço, ou seja, o centro através da espessura da placa de uma chapa grossa de aço, o centro através da espessura da placa de uma porção de um aço moldado ao qual as características da invenção se aplicam, ou o centro das direções radiais de um aço de haste. Entretanto, as regiões nas cercanias da área central passam substancialmente pelo mesmo histórico de temperatura e, assim, os parâmetros acima não descrevem estritamente as condições de temperatura para o centro exato.
CONDIÇÕES DE LINGOTAMENTO [0049] A presente invenção é eficaz para aços fabricados sobre quaisquer condições de lingotamento. Não é necessário, portanto, colocar limitações particulares nas condições de lingotamento. Isto é, o lingotamento de aço lingotado e laminação do aço lingotado nas chapas podem ser realizadas através de quaisquer métodos, sem limitação. O uso pode ser feito de aços derretidos por um processo tal como um processo de fabricação de aço conversor ou um processo de fabricação de aço elétrico, e as chapas produzidas por um processo tal
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 30/39
16/23 como lingotamento contínuo ou fundição de lingote.
ENDURECIMENTO POR REAQUECIMENTO E TÊMPERA [0050] A chapa grossa de aço que foi laminada a quente a uma espessura de placa prescrita é reaquecida ao ponto de transformação Ac3 ou acima , e é, subsequentemente, temperada por meio de resfriamento com água a partir de uma temperatura não inferior ao ponto de transformação Ar3 para uma temperatura de não mais do que 250 °C, que forma através do mesmo uma estrutura martensítica em ripa. [0051] Se a temperatura de reaquecimento estiver abaixo do ponto de transformação Ac3, a parte da ferrita permanece sem transformação e, por consequência, o resfriamento com água subsequente deixa de alcançar a dureza alvo. Se a temperatura cai abaixo do ponto de transformação Ar3 antes do resfriamento com água, parte da austenita é transformada antes do resfriamento com água e, consequentemente, o resfriamento com água subsequente deixa de alcançar a dureza alvo. Se o resfriamento com água é terminado em uma temperatura maior do que 250 °C, o cristal pode ser parcialmente transformado em outras estruturas além de martensita em ripa. Assim, a temperatura de reaquecimento é limitada a não menos do que o ponto de transformação Ac3, a temperatura de início de resfriamento com água é limitada a não menos do que o ponto de transformação Ar3, e a temperatura de finalização de resfriamento com água é limitada a não mais do que 250 °C. [0052] Na invenção, o ponto de transformação Ac3 (°C) e o ponto de transformação Ar3 (°C) podem ser obtidos usando-se quaisquer equações, sem limitação. Por exemplo, Ac3 = 854 - 180C + 44Si 14Mn - 17,8Ni - 1,7Cr e Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo. Nas equações, os símbolos de elementos indicam os teores (em % em massa) no aço.
[0053] Na invenção, as seguintes limitações nas condições de fabricação podem ser adaptadas adicionalmente em concordância com
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 31/39
17/23 as características desejadas.
CONDIÇÕES DE LAMINAÇÃO A QUENTE [0054] Quando apropriado, a chapa é reaquecida a uma temperatura que é preferencialmente controlada para não menos do que 1.100 °C, mais preferencialmente não menos do que 1.150 °C, e ainda mais preferencialmente, não menos do que 1.200 °C. O propósito desse controle é permitir que uma maior quantidade de cristais, tais como cristais Nb formados na chapa, seja dissolvido na chapa e, desse modo, garante, efetivamente, uma quantidade suficiente de precipitados finos que serão formados.
[0055] Quando a laminação a quente é controlada, é preferível que a redução de laminação em uma região não recristalizada não seja menos do que 30%, mais preferencialmente não menos do que 40% e, ainda mais preferencialmente, não menos do que 50%. O propósito da laminação em uma região não recristalizada com 30% ou mais de redução é formar precipitados finos pela precipitação induzida por deformação dos precipitados tais como carbonitretos de Nb.
RESFRIAMENTO [0056] Quando o resfriamento com água é realizado após a completação da laminação a quente, é preferível que a chapa grossa de aço seja forçosamente resfriada a uma temperatura de não mais do que 250 °C. O propósito desse resfriamento é restringir o crescimento de precipitados finos que tenham sido formados pela precipitação induzida por deformação durante a laminação.
TAXA DE AUMENTO DE TEMPERATURA DURANTE O REAQUECIMENTO [0057] Quando a temperatura de reaquecimento durante o reaquecimento para endurecimento por têmpera é controlada, é preferível que a chapa grossa de aço seja reaquecida ao ponto de transformação Ac3 ou acima, em uma taxa de não menos do que 1 °C/s. O propósito des
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 32/39
18/23 se controle é restringir o crescimento de precipitados finos formados antes do reaquecimento e do crescimento de precipitados finos formados durante o reaquecimento. O método de aquecimento pode ser qualquer um, por exemplo, aquecimento por indução, aquecimento elétrico, aquecimento por radiação infravermelha e aquecimento atmosférico, contanto que a taxa de elevação de temperatura desejada seja alcançada.
[0058] Sob as condições acima mencionadas, podem ser obtidas placas de aço resistentes à abrasão que têm grãos de cristal finos e que apresentam excelente rigidez à baixa temperatura.
EXEMPLOS [0059] Os aços A a K que têm uma composição química descrita na Tabela 1 são derretidos e lingotados nas chapas, as quais são trabalhadas sob as condições descritas na Tabela 2 para formar placas de aço. A temperatura das placas foi medida com um termopar inserido na área central através da espessura da placa.
[0060] A Tabela 2 descreve as estruturas das placas de aço, os tamanhos de grão médio de grãos de cristal circundados pelos contornos de grão de alto ângulo que têm uma diferença de orientação de 15° ou mais, as densidades dos precipitados finos com um diâmetro de não mais do que 50 nm, e as durezas Brinell e as energias Charpy absorvidas em -40 °C das placas de aço obtidas.
[0061] Para determinar as estruturas na chapa grossa de aço, uma amostra foi coletada a partir de um corte transversal perpendicular à direção de laminação, o corte transversal recebeu um polimento especular e foi causticado com uma solução de metanol de ácido nítrico, e as estruturas foram identificadas pela observação com um microscópio óptico em uma ampliação de x400 com relação a uma área que estava 0,5 mm abaixo da superfície da chapa grossa de aço e uma área que correspondia a 1/4 da espessura da placa.
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 33/39
19/23 [0062] Para medir as orientações de cristal, uma região de 100 pm quadrados que incluía uma área correspondente a 1/4 da espessura da placa foi analisada por um método de Difração de Elétrons (padrão de espalhamento posterior de elétron). Embora defina um alto ângulo como tendo 15° ou mais de diferença nas orientações dos contornos de grão, os diâmetros de grãos circundados por tais contornos de grão foram medidos e a média simples dos resultados foi obtida.
[0063] Para determinar a densidade numérica dos precipitados finos por área de unidade, uma amostra preparada a partir de uma área que corresponde a 1/4 da espessura da placa por um método de réplica de extração de carbono foi observado e fotografado por TEM. O número de precipitados finos que têm um diâmetro de não mais do que 50 nm foi contado, e a densidade numérica por 100 pm2 foi obtida.
[0064] Para determinar a dureza Brinell, uma área que estava a 0,5 mm abaixo da superfície da chapa grossa de aço foi testada em conformidade com JIS Z2243 (2008) com uma força de teste de 3000 kgf com o uso de uma esfera de carboneto cimentado que tem um diâmetro esférico de 10 mm (HBW10/3000). A energia Charpy absorvida em -40 °C foi medida em conformidade com JIS Z2242 (2005) com relação às amostras de entalhes Charpy em V de tamanho integral que foram coletados a partir de uma área de 1/4 da espessura da placa ao longo de uma direção perpendicular à direção de laminação. Os dados foram obtidos a partir de três amostras que representam as respectivas condições e foi feita a média dos resultados.
[0065] Os valores alvo (a taxa inventiva) da dureza Brinell foram de
361 e acima, e esses valores alvo da energia Charpy absorvida em -40 °C foram de 27 J e acima.
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 34/39
TABELA 1 (em porcentagem em massa)
Aços C Si Mn Cr Nb B Al T.N P S O Mo V Ti Nd Cu Ni W Ca Mg REM Nb+Ti + Al+V Ac3 (°C) Ar3 (°C)
A 0,14 0,32 0,97 0,38 0,019 0,0010 0,020 0,0035 0,012 0,0016 0,0032 0,014 0,05 829 783
B 0,14 0,38 1,19 0,11 0,022 0,0012 0,027 0,0033 0,011 0,0017 0,0033 0,13 0,012 0,06 829 759
C 0,15 0,37 1,03 0,12 0,021 0,0009 0,033 0,0037 0,010 0,0015 0,0035 0,26 0,015 0,07 829 759
D 0,15 0,32 0,97 0,75 0,019 0,0013 0,026 0,0028 0,013 0,0021 0,0041 0,36 0,042 0,012 0,10 826 746
E 0,15 0,31 0,99 0,77 0,021 0,0015 0,051 0,0031 0,011 0,0016 0,0032 0,32 0,041 0,001 0,11 825 747
F 0,16 0,31 0,95 0,91 0,025 0,0009 0,033 0,0033 0,017 0,0019 0,0032 0,51 0,041 0,012 0,29 0,28 0,11 819 709
G 0,16 0,30 0,96 1,18 0,032 0,0011 0,032 0,0032 0,013 0,0009 0,0035 0,78 0,043 0,011 0,023 0,23 0,0023 0,0024 0,0025 0,12 823 704
H 0,15 0,36 0,99 0,11 0,001 0,0012 0,020 0,0042 0,009 0,0016 0,0032 0,26 0,02 829 762
1 0,16 0,33 1,01 0,77 0,004 0,0014 0,023 0,0034 0,015 0,0018 0,0028 0,32 0,039 0,014 0,08 824 742
J 0,15 0,29 0,98 0,77 0,017 0,0012 0,009 0,0035 0,006 0,0017 0,0033 0,37 0,041 0,013 0,08 825 744
K 0,15 0,32 1,02 0,79 0,019 0,0014 0,006 0,0032 0,015 0,0011 0,0035 0,31 0,039 0,002 0,07 825 745
Nota 1: Acs (°C) =854-180C+44Si-14Mn-17,8Ni-1,7Cr em que os símbolos de elementos indicam os teores (em % em massa).
Nota 2: Ara (°C) =910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo em que os símbolos de elementos indicam os teores (em % em massa).
Nota 3: Os espaços em branco indicam que os elementos não foram adicionados e os teores estavam abaixo dos limites de detecção.
Nota 4: Os valores sublinhados estão fora das faixas da invenção.
20/23
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 35/39
TABELA 2
ól z ω o o < Espessura da placa (mm) Temp. de aquecimento (°C) Redução de laminação na região não recristalizada (%) Temp. de finalização de resfriamento com água (°C) Taxa de reaquecimento (°C/s) Temp. de reaquecimento (°C) Temp. de início de resfriamento com água (°C) Temp. de finalização de resfriamento com água (°C) Estruturas em chapa grossa de aço (em 0,5 mm abaixo da superfície e com ¼ de espessura) Tamanho médio de grão (Pm) Densidade de precipitados finos (partículas/ 100 pm2) Dureza Brinell (HBW10/3000) vE-40 °C(J) Categorias
1 A 12 1050 40 - 0,3 900 800 200 LM 15 62 402 167 Ex. Inv.
2 B 25 1100 0 - 0,3 900 820 200 LM 16 75 405 123 Ex. Inv.
3 C 32 1150 40 - 0,3 900 840 200 LM 14 91 421 98 Ex. Inv.
4 D 60 1150 60 - 0,3 900 850 200 LM 12 123 397 75 Ex. Inv.
5 E 60 1150 60 - 0,3 900 850 200 LM 11 135 407 77 Ex. Inv.
6 F 100 1200 30 - 0,3 870 840 200 LM 16 132 412 56 Ex. Inv.
7 G 125 1200 30 - 0,3 860 840 200 LM 15 156 423 42 Ex. Inv.
8 H 32 1150 30 - 0,3 900 840 200 LM 65 19 421 12 Ex. Comp.
9 I 32 1150 30 - 0,3 900 840 200 LM 42 27 401 17 Ex. Comp.
10 A 12 1150 40 - 0,3 900 800 200 LM 9 93 397 192 Ex. Inv.
11 B 25 1100 30 - 0,3 900 820 200 LM 11 102 395 153 Ex. Inv.
12 C 32 1150 40 - 0,3 820 760 200 LM+F 9 74 323 125 Ex. Comp.
13 D 60 1150 60 - 0,3 900 720 200 LM+F 10 119 301 102 Ex. Comp.
14 E 60 1200 60 - 0,3 900 850 200 LM 6 179 402 112 Ex. Inv.
15 F 100 1200 30 200 0,3 870 840 200 LM 14 151 401 73 Ex. Inv.
16 G 125 1200 30 - 2.0 860 840 200 LM 12 161 415 61 Ex. Inv.
17 J 60 1150 60 - 0,3 900 850 200 LM 32 42 411 19 Ex. Comp.
18 K 60 1150 60 - 0,3 900 850 200 LM 45 35 421 17 Ex. Comp.
Nota 1: Os valores sublinhados ou resultados estão além das taxas inventivas.
Nota 2: As estruturas na chapa grossa de aço LM: martensítica em ripa, F: ferrita
21/23
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 36/39
22/23 [0066] As placas de aço No 1 a 7, 10, 11 e 14 a 16 descritas na Tabela 2 satisfazem a composição química e as condições de fabricação requeridas na invenção. Essas placas de aço também são satisfatórias quanto ao tamanho de grão médio e a densidade dos precipitados finos requeridos na invenção e alcançam os valores alvo de dureza Brinell e vE-40 °C na invenção.
[0067] As temperaturas de aquecimento usadas para as placas de aço No 10 e 14 foram aumentadas na faixa da invenção quando comparadas àquelas usadas para as placas de aço No 1 e 5, respectivamente, que resultam em um tamanho de grão mais fino e uma densidade maior de precipitados finos. Consequentemente, foi obtido maior vE-40 °C.
[0068] A chapa grossa de aço No 11 satisfez o que foi requerido na invenção e envolveu uma redução de laminação maior em uma região não recristalizada do que na chapa grossa de aço No 2. Consequentemente, o tamanho de grão foi reduzido, a densidade dos precipitados finos foi aumentada e o vE-40 °C foi aprimorado.
[0069] A chapa grossa de aço No 15 satisfez o que foi requerido na invenção e envolveu o resfriamento com água após a laminação em comparação com a chapa grossa de aço No 6. Consequentemente, o tamanho de grão foi reduzido, a densidade de precipitados finos foi aumentada, e o vE-40 °C foi aprimorado.
[0070] A chapa grossa de aço No 16 satisfez as exigências na invenção e envolveu uma taxa de elevação de temperatura maior durante o reaquecimento quando comparada com a chapa grossa de aço No 7. Consequentemente, o tamanho de grão foi reduzido, a densidade dos precipitados finos foi aumentada e o vE-40 °C foi aprimorado.
[0071] Por outro lado, o teor de Nb e o teor (Nb + Ti + Al + V) na chapa grossa de aço No 8, e o teor de Nb na chapa grossa de aço No 9 ficaram abaixo dos limites inferiores das faixas da invenção. Conse
Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 37/39
23/23 quentemente, seus tamanhos de grão médios, as densidades de precipitados finos e vE-40 °C não alcançaram os valores alvo.
[0072] Na chapa grossa de aço No 12, a região a partir da superfície de uma profundidade de 1/4 da espessura da placa inclui uma estrutura bifásica, ou seja, de ferrita e martensita devido à temperatura de reaquecimento que é menor do que o Ac3. A falha quanto à formação suficiente da estrutura martensítica em ripa resultou em uma dureza Brinell abaixo do nível requerido na invenção.
[0073] Na chapa grossa de aço No 13, a região a partir da superfície a uma profundidade de 1/4 da espessura da placa inclui uma estrutura bifásica, ou seja, de ferrita e martensita, devido à temperatura de início de resfriamento com água que é menor do que Ar3. A falha quanto à formação suficiente da estrutura martensítica em ripa resultou em uma dureza Brinell abaixo do nível exigido na invenção.
[0074] Por outro lado, as placas de aço No 17 e 18 têm um teor de
Al abaixo do limite inferior da faixa da invenção. Consequentemente, seus tamanhos de grão médios, densidades de precipitados finos e de vE-40 °C não alcançaram os valores alvo.

Claims (7)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura, caracterizada pelo fato de que consiste de, em % em massa, de C: 0,10 até menos que 0,20%, de Si: 0,05 até 0,5%, de Mn: 0,5 até 1,5%, de Cr: 0,05 até 1,20%, de Nb: 0,01 até 0,08%, de B: 0,0005 até 0,003%, de Al: 0,01 até 0,08%, de N: 0,0005 até 0,008%, de P: não mais do que 0,05%, de S: não mais do que 0,005%, de O: não mais do que 0,008%, opcionalmente um, ou dois ou mais de Mo: não mais do que 0,8%, de V: não mais do que 0,2% e de Ti: não mais do que 0,05%, opcionalmente um, ou dois ou mais de Nd: não mais do que 1%, de Cu: não mais do que 1%, de Ni: não mais do que 1%, de W: não mais do que 1%, de Ca: não mais do que 0,005%, de Mg: não mais do que 0,005% e de REM: não mais do que 0,02% (note: REM é uma abreviação para metal de terra rara), o equilíbrio sendo Fe e impurezas inevitáveis, a chapa grossa de aço que inclui precipitados finos de 50 nm ou menos de diâmetro com uma densidade de 50 ou mais partículas por 100 pm2 , a chapa grossa de aço que tem uma estrutura martensítica em ripa a partir da superfície da chapa grossa de aço para pelo menos uma profundidade de 1/4 da espessura da placa, a estrutura martensítica em ripa que tem um tamanho de grão médio de não mais do que 20 pm em que o tamanho de grão médio é o tamanho de grão médio de grãos de cristal cercado por contornos de grão de alto ângulo que tem uma diferença de orientação de 15° ou mais, a chapa grossa de aço que tem uma dureza Brinell (HBW10/3000) de 361 ou mais, em que os teores de Nb, Ti, Al e V satisfazem 0,03 < Nb + Ti + Al + V < 0,14 em que Nb, Ti, Al e V indicam os teores (% em massa) dos respectivos elementos e são 0 quando Nb, Ti, Al e V não estão adicionados, e em que a energia absorvida de Charpy em - 40 °C não é menor do que 27 J.
  2. 2. Chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente
    Petição 870190099024, de 03/10/2019, pág. 9/39
    2/3 rigidez à baixa temperatura de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a espessura da placa é de 6 a 125 mm.
  3. 3. Método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura, caracterizado por compreender lingotar um aço que tem a composição química como definida na reivindicação 1, laminar a quente a chapa de modo a formar uma chapa grossa de aço, reaquecer a chapa grossa de aço para o ponto de transformação Ac3 ou acima, e subsequentemente, temperar a chapa grossa de aço por meio de resfriamento com água a partir de uma temperatura de não menos do que o ponto de transformação Ar3 para uma temperatura de não mais do que 250 °C.
  4. 4. Método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura de acordo com a reivindicação 3, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, reaquecer a placa lingotada a 1100 °C ou acima.
  5. 5. Método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura de acordo com a reivindicação 3 ou 4, caracterizado pelo fato de que a redução de laminação durante a laminação a quente em uma região não recristalizada é não menos do que 30%.
  6. 6. Método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura de acordo com qualquer uma das reivindicações 3 a 5, caracterizado pelo fato de que compreende, adicionalmente, chapa grossa de açoresfriar a chapa grossa laminada a quente por meio de resfriamento com água para uma temperatura de não mais do que 250 °C.
  7. 7. Método para fabricação de uma chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura de acordo com qualquer uma das reivindicações 3 a 5, caracterizado pelo fato de que o reaquecimento da chapa grossa de aço laminada a quente
BR112015020046A 2013-03-28 2014-03-19 chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma BR112015020046B1 (pt)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013069931A JP6007847B2 (ja) 2013-03-28 2013-03-28 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
PCT/JP2014/001596 WO2014156079A1 (ja) 2013-03-28 2014-03-19 低温靭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
BR112015020046A2 BR112015020046A2 (pt) 2017-07-18
BR112015020046B1 true BR112015020046B1 (pt) 2020-05-05

Family

ID=51623093

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BR112015020046A BR112015020046B1 (pt) 2013-03-28 2014-03-19 chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma

Country Status (12)

Country Link
US (1) US10093998B2 (pt)
EP (1) EP2980250B1 (pt)
JP (1) JP6007847B2 (pt)
KR (1) KR20150119117A (pt)
CN (2) CN105102656B (pt)
AU (1) AU2014245635B2 (pt)
BR (1) BR112015020046B1 (pt)
CL (1) CL2015002877A1 (pt)
MX (1) MX2015013642A (pt)
PE (1) PE20151932A1 (pt)
RU (1) RU2627830C2 (pt)
WO (1) WO2014156079A1 (pt)

Families Citing this family (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105940133B (zh) * 2014-01-28 2017-11-07 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及其制造方法
CN104451403B (zh) * 2014-12-05 2016-08-17 武汉钢铁(集团)公司 低温用hb450级复相组织耐磨钢及其生产方法
CN105002439B (zh) * 2015-07-30 2017-11-17 武汉钢铁有限公司 一种布氏硬度400级耐磨钢及其制造方法
AU2016322190B2 (en) * 2015-09-17 2019-05-23 Jfe Steel Corporation Steel structure for hydrogen gas with excellent hydrogen embrittlement resistance in high pressure hydrogen gas and method of producing the same
JP6735082B2 (ja) * 2015-11-06 2020-08-05 株式会社神戸製鋼所 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
CN105369152A (zh) * 2015-12-04 2016-03-02 苏州市吴中区胥口丰收机械配件厂 一种高耐磨合金弹簧及其加工工艺
KR101736621B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-30 주식회사 포스코 인성과 절단균열저항성이 우수한 고경도 내마모강 및 그 제조방법
CN105543706B (zh) * 2016-01-25 2017-08-25 山西中条山机电设备有限公司 一种高强高韧性耐磨铸钢材料及其制备方法
JP6597449B2 (ja) * 2016-03-29 2019-10-30 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼板及びその製造方法
CN106222569A (zh) * 2016-08-01 2016-12-14 宁波达尔机械科技有限公司 一种自润滑合金高硬度轴承
WO2018052089A1 (ja) 2016-09-15 2018-03-22 新日鐵住金株式会社 耐摩耗鋼
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
CN106399839A (zh) * 2016-09-18 2017-02-15 舞阳钢铁有限责任公司 一种大厚度高强高韧性nm400钢板及生产方法
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
KR101899687B1 (ko) 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
CN107541659B (zh) * 2017-08-30 2019-05-24 宁波亿润汽车零部件有限公司 一种进气歧管支架
CN107937832A (zh) * 2017-11-24 2018-04-20 蚌埠市光辉金属加工厂 一种高硬度低磨耗耐磨材料
CN108251747B (zh) * 2018-02-05 2020-01-10 衡阳华菱钢管有限公司 起重机臂架用钢管及其制造方法
JP6729823B2 (ja) 2018-03-22 2020-07-22 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼の製造方法
WO2019186911A1 (ja) 2018-03-29 2019-10-03 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐摩耗鋼板
EP3594374A4 (en) 2018-03-29 2020-06-10 Nippon Steel Corporation AUSTENITIC ABRASION-RESISTANT STEEL SHEET
JP6662501B1 (ja) 2018-05-21 2020-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN110184532B (zh) * 2018-07-27 2021-07-02 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种具有优良-60℃超低温冲击韧性的耐磨钢板及其生产方法
KR102175570B1 (ko) * 2018-09-27 2020-11-06 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
CN110205557B (zh) * 2019-07-17 2020-08-18 贝斯山钢(山东)钢板有限公司 一种350-380hbw硬度级别厚规格高韧性耐磨钢板及制备方法
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
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
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
CN110724805A (zh) * 2019-10-22 2020-01-24 河南晖睿智能科技有限公司 一种建筑用高强度抗震钢材制备方法
CN110846571A (zh) * 2019-10-28 2020-02-28 南京钢铁股份有限公司 一种高韧性低合金耐磨钢厚板及其制造方法
CN114829646A (zh) * 2019-12-12 2022-07-29 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
CN111286669A (zh) * 2020-02-17 2020-06-16 本钢板材股份有限公司 屈服强度≥900Mpa的马氏体热轧态高强钢及制备方法
CN111607741B (zh) * 2020-06-28 2021-10-22 武汉钢铁有限公司 一种布氏硬度≥370热轧耐磨钢及生产方法
JP2024015532A (ja) * 2020-07-28 2024-02-06 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼
CN112375958A (zh) * 2020-10-28 2021-02-19 滦县天时矿山机械设备有限公司 采用稀土处理和纯净化冶炼的高强韧稀土耐磨钢制备工艺
WO2022224458A1 (ja) * 2021-04-23 2022-10-27 日本製鉄株式会社 耐摩耗鋼板
CN113388784B (zh) * 2021-06-25 2022-12-02 承德建龙特殊钢有限公司 一种耐低温非调质钢及其制备方法与应用

Family Cites Families (22)

* 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
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
JP3698082B2 (ja) 2000-09-13 2005-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼
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
JP2002256382A (ja) 2000-12-27 2002-09-11 Nkk Corp 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
CA2549867C (en) * 2004-07-07 2010-04-06 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high tensile strength steel plate
JP5630125B2 (ja) * 2009-08-06 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
AU2009355404B2 (en) * 2009-11-17 2013-04-04 Nippon Steel Corporation High-toughness abrasion-resistant steel and manufacturing method therefor
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
RU2442831C1 (ru) * 2010-10-15 2012-02-20 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства высокопрочной листовой стали
RU2433191C1 (ru) * 2010-10-25 2011-11-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства высокопрочной листовой стали
MX348365B (es) * 2011-03-29 2017-06-08 Jfe Steel Corp Placa de acero o lamina de acero resistente a la abrasion excelente en resistencia al agrietamiento por corrosion y esfuerzo y metodo para la fabricacion de la misma.
EP2695960B1 (en) * 2011-03-29 2018-02-21 JFE Steel Corporation Abrasion-resistant steel sheet exhibiting excellent resistance to stress corrosion cracking, and method for producing same
CN102181794B (zh) 2011-04-14 2013-04-03 舞阳钢铁有限责任公司 人造板设备用调质高强度钢板及其生产方法
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
RU2471003C1 (ru) * 2011-12-02 2012-12-27 Министерство Промышленности И Торговли Российской Федерации Способ производства проката с повышенным сопротивлением водородному и сероводородному растрескиванию
CN102747282B (zh) 2012-07-31 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高硬度高韧性耐磨钢板及其制造方法
IN2015DN00769A (pt) * 2012-09-19 2015-07-03 Jfe Steel Corp

Also Published As

Publication number Publication date
CN107354382B (zh) 2019-06-14
US10093998B2 (en) 2018-10-09
KR20150119117A (ko) 2015-10-23
JP2014194042A (ja) 2014-10-09
AU2014245635A1 (en) 2015-08-20
JP6007847B2 (ja) 2016-10-12
CN107354382A (zh) 2017-11-17
AU2014245635B2 (en) 2016-06-23
US20160076118A1 (en) 2016-03-17
EP2980250A1 (en) 2016-02-03
MX2015013642A (es) 2016-02-18
CN105102656A (zh) 2015-11-25
CN105102656B (zh) 2017-09-22
EP2980250B1 (en) 2019-09-25
PE20151932A1 (es) 2015-12-26
EP2980250A4 (en) 2016-04-27
RU2627830C2 (ru) 2017-08-11
BR112015020046A2 (pt) 2017-07-18
CL2015002877A1 (es) 2016-05-20
RU2015146264A (ru) 2017-05-03
WO2014156079A1 (ja) 2014-10-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BR112015020046B1 (pt) chapa grossa de aço resistente à abrasão com excelente rigidez à baixa temperatura e método de fabricação da mesma
RU2627826C2 (ru) Износоустойчивая толстолистовая сталь, обладающая превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и устойчивостью к водородному охрупчиванию, а также способ ее производства
US9982331B2 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and excellent corrosive wear resistance
AU2013319621B2 (en) Wear-resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and corrosion wear resistance
ES2734993T3 (es) Material de acero de alta resistencia para el uso en pozos de petróleo, y tuberías de pozos de petróleo
WO2016038809A1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
KR20210072140A (ko) 고 Mn 강판 및 그 제조 방법
BR112015005870B1 (pt) aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a trinca por tensão de sulfeto e método de fabricação dos mesmos
WO2015115086A1 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2015174424A1 (ja) ラインパイプ用継目無鋼管およびその製造方法
JP6217671B2 (ja) 高温環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板
KR101811159B1 (ko) 강 부재 및 그의 제조 방법
WO2016038810A1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2019180499A1 (en) A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof
JP6735082B2 (ja) 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
JP6582590B2 (ja) Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
JP2019173054A (ja) 高強度高延性鋼板
JP4515370B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP7277711B2 (ja) 耐摩耗厚鋼板
BR112020014887B1 (pt) Aço laminado a quente &amp; método para fabricação de aço laminado a quente
EP3418412B1 (en) Steel useful as material for chains
JP2023067193A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
BR112020014887A2 (pt) Aço laminado a quente &amp; método para fabricação de aço laminado a quente
JP2020090728A (ja) 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
JP2020132912A (ja) 耐摩耗厚鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
B06F Objections, documents and/or translations needed after an examination request according art. 34 industrial property law
B07A Technical examination (opinion): publication of technical examination (opinion)
B09A Decision: intention to grant
B16A Patent or certificate of addition of invention granted

Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 20 (VINTE) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 19/03/2014, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS.