EP1563103A1 - Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue - Google Patents

Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue

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EP1563103A1
EP1563103A1 EP03782550A EP03782550A EP1563103A1 EP 1563103 A1 EP1563103 A1 EP 1563103A1 EP 03782550 A EP03782550 A EP 03782550A EP 03782550 A EP03782550 A EP 03782550A EP 1563103 A1 EP1563103 A1 EP 1563103A1
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EP
European Patent Office
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sheet
optionally
steel
titanium
temperature
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EP03782550A
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Jean Beguinot
Jean-Georges Brisson
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Industeel Creusot
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Industeel Creusot
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Publication date
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to an abrasion-resistant steel and its method of manufacture.
  • Abrasive steels of hardness close to 400 Brinell containing about 0.15% of carbon as well as manganese, nickel, chromium and molybdenum are known at levels of less than a few% in order to have sufficient quenchability. These steels are soaked so as to have a completely martensitic structure. They have the advantage of being relatively easy to implement by welding, cutting or folding. But they have the disadvantage of having a limited resistance to abrasion. It is certainly known to increase the resistance to abrasion by increasing the carbon content and therefore the hardness. But this way of proceeding has the disadvantage of deteriorating the ability to implement.
  • the object of the present invention is to overcome these disadvantages by providing an abrasion-resistant steel sheet which, all things being equal, has a better abrasion resistance than that of known steels having a hardness of 400. Brinell, while having an implementation ability comparable to that of these steels.
  • the subject of the invention is a process for manufacturing a part, and in particular a sheet, made of steel for abrasion, the chemical composition of which comprises, by weight: 0.1% ⁇ C ⁇ 0.23%
  • Nb, Ta and V in contents such that Nb / 2 + Ta / 4 + V ⁇ 0.5%
  • - optionally at least one element selected from Se, Te, Ca, Bi, Pb in contents of less than or equal to 0.1%, the balance being iron and impurities resulting from the preparation, the chemical composition further satisfying the following relationships :
  • the part or the sheet is subjected to a quenching heat treatment, carried out in hot hot shaping such as rolling or after austenitization by reheating in an oven, which consists in:
  • quenching may be followed by tempering at a temperature below 350 ° C, and preferably below 250 ° C.
  • the invention also relates to a sheet obtained in particular by this method, whose flatness is characterized by an arrow less than or equal to 12 mm / m and preferably less than 5 mm / m, the steel having a structure consisting of 5% to 20% of retained austenite, the rest of the structure being martensitic or martensito- bainitic, and contains carbides.
  • the thickness of the sheet may be between 2 mm and 150 mm.
  • the hardness is between 280 HB and 450 HB.
  • the invention will now be described in a more precise but nonlimiting manner and be illustrated by examples.
  • a steel is produced whose chemical composition comprises, in% by weight:
  • the sum Ti + Zr / 2 is greater than 0.05%, preferably greater than 0, 1%, and more preferably greater than 0.2%, for the steel to contain large titanium or zirconium carbides which increase the abrasion resistance. But the sum Ti + Zr / 2 must remain below 0.67% because, beyond, the steel would not contain enough free carbon for its hardness is sufficient. In addition, the Ti + Zr / 2 content will be preferentially lower than
  • Mo + W / 2 being between 0.05% and 1%, and preferably remains less than 0.8%, or better, less than 0.5% o .
  • These elements increase the quenchability and form in martensite or bainite thin carbides hardening, including self-precipitation precipitation during cooling. It is not necessary to exceed a molybdenum content of 1% in order to obtain the desired effect, particularly as regards the precipitation of hardening carbides.
  • Molybdenum can be replaced in whole or in part by a double weight of tungsten. However, this substitution is not sought in practice because it offers no advantage over molybdenum and is more expensive.
  • the boron content should preferably be greater than 0.0005% o or better 0.001%, and need not exceed substantially 0.01%.
  • the steel contains Se and / or Te
  • the manganese content must be sufficient in view of the sulfur content so that selenides or tellurides of manganese can be formed.
  • the rest being iron and impurities resulting from the elaboration.
  • the impurities there is in particular nitrogen, the content of which depends on the production process but does not exceed 0.03%, and remains generally less than
  • Nitrogen can react with titanium or zirconium to form nitrides that should not be too big to deteriorate toughness.
  • titanium and zirconium can be added to the liquid steel in a very gradual manner, for example by contacting the oxidized liquid steel with an oxidized phase such as a slag loaded with oxides of titanium or zirconium, then deoxidizing the liquid steel, so as to slowly diffuse titanium or zirconium from the oxidized phase to the liquid steel.
  • the carbon, titanium, zirconium and nitrogen contents are chosen such that:
  • C * C - Ti / 4 - Zr / 8 + 7xN / 8> 0.095% And preferably, C *> 0.12% to have a higher hardness and therefore a better abrasion resistance.
  • the quantity C * represents the free carbon content after precipitation of the titanium and zirconium carbides, taking into account the formation of titanium and zirconium nitrides. This free carbon content C * must be greater than 0.095%) to have a martensitic or martensitobasicite structure having a sufficient hardness.
  • the chemical composition is chosen so that the quenchability of the steel is sufficient, given the thickness of the sheet that is to be manufactured.
  • the chemical composition must satisfy the relation:
  • the micrographic structure of the steel consists of martensite or bainite or a mixture of these two structures, and from 5% to 20% > austenite retained .
  • this structure comprises large titanium or zirconium carbides formed at high temperature, and optionally carbides of niobium, tantalum or vanadium. Due to the manufacturing process that will be described later, this structure is returned, so that it also includes molybdenum carbides or tungsten and possibly chromium carbides.
  • the inventors have found that the effectiveness of large carbides for the improvement of the abrasion resistance could be obelated by premature loosening thereof and that this loosening could be avoided by the presence of metastable austenite which is transformed under the effect of abrasion phenomena.
  • the transformation of the metastable austenite is by swelling, this transformation in the abraded undercoat increases the resistance to carburetion and thus improves abrasion resistance.
  • This slower cooling in the bainitomensitic range has, in addition, the advantage of causing self-tempering which gives rise to the formation of molybdenum, tungsten or chromium carbides and improves the resistance to wear of the matrix surrounding the large carbides.
  • the steel is made, cast in the form of a slab or ingot.
  • the slab or slug is hot-rolled to obtain a sheet which is subjected to a heat treatment which makes it possible at the same time to obtain the desired structure and a good flatness without subsequent planing or with limited planing.
  • the heat treatment can be carried out in the hot rolling or later, possibly after a cold or mid-heat planing.
  • the steel is heated above the point AC 3 so as to give it a completely austenitic structure, in which, however, titanium or zirconium carbides remain,
  • the sheet is cooled to an average cooling rate at heart Vr less than 1150xep "1 , 7 , and greater than 0.1 ° C / s, to obtain the desired structure,
  • the sheet is cooled to room temperature, preferably, but not necessarily, at a slow speed.
  • an expansion treatment such as a tempering at a temperature of less than or equal to 350 ° C, and preferably less than 250 ° C, can be carried out.
  • average cooling rate is meant the cooling rate equal to the difference between the start and end temperatures of cooling divided by the cooling time between these two temperatures.
  • the wear resistance of the steels is measured by the weight loss of a prismatic specimen rotated in a tank containing calibrated granules of quartzite for a period of 5 hours.
  • the wear resistance index Rus of a steel is the ratio of the wear resistance of the steel F, taken as a reference, to the wear resistance of the steel under consideration.
  • the sheets A to H are austenitized at 900 ° C. After austenitization:
  • the steel sheet A is cooled at an average speed of 0.7 ° C./s above the temperature defined above (approximately 460 ° C.), and at an average speed of 0.13 ° C./s. below, according to the invention;
  • the steel sheets B, C, D are cooled at an average speed of 6 ° C./s above the temperature T defined above (approximately 470 ° C.), and at an average speed of 1.4 ° C. s below, according to the invention;
  • the steel sheets E, F, G and H given by way of comparison, were cooled at an average speed of 20 ° C./s above the temperature T defined above, and at an average speed of 12 ° C. C / s below.
  • the sheets A to D have a martensite-bainitic self-regenerating structure containing about 10% retained austenite, as well as titanium carbides, while the plates E to G have a completely martensitic structure, the sheets G and H also containing large titanium carbides. It can be seen that, although having hardnesses less than those of the E and F sheets, the sheets A, B, C and D have substantially better abrasion resistance. The lower hardnesses, which correspond, for the most part, to lower free carbon contents, lead to better processability.

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Abstract

L'invention concerne un procédé pour fabriquer une pièce en acier résistant à l'abrasion de composition: 0,1% < C < 0,23% ; 0% < Si < 2% ; 0% < AI < 2% ; 0,5% < Si + AI < 2% ; 0% < M n < 2,5% ; 0% < Ni < 5% ; 0% < Cr < 5% ; 0% < Mo < 1 % ; 0% < W < 2%; 0,05% < Mo +W/2 < 1 %; 0% < B < 0,02%; 0% < Ti < 0,67%; 0% < Zr < 1,34% ; 0,05% < Ti + Zr/2 < 0,67% ; 0% < S < 0,15% ; N < 0,030, éventuellement de 0% à 1,5% de Cu ; éventuellement Nb, Ta et V tels que Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5% ; éventuellement Se, Te, Ca, Bi, Pb en des teneurs < 0,1 % ; reste fer et impuretés. En outre: 0,095% < C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8, Ti + Zr/2 - 7xN/2 > 0,05% et 1,05xMn + 0,54xNi +0,5OxCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8, avec K = 1 si B > 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%. Après austénitisation, on refroidit à une vitesse > 0,5°C/s entre AC3 et T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2) et T-50°C environ; puis on refroidit à une vitesse 0,1 < Vr < 1150xep-1,7 entre T et 100°C, (ep épaisseur de la tôle en mm) ; on refroidit jusqu'à l'ambiante et on effectue, éventuellement, un planage. Tôle obtenue.

Description

PROCEDE POUR FABRIQUER UNE TOLE EN ACIER RESISTANT A L'ABRASION ET TÔLE OBTENUE
La présente invention est relative à un acier résistant à l'abrasion et à son procédé de fabrication.
On connaît des aciers pour abrasion de dureté voisine de 400 Brinell, contenant environ 0,15% de carbone ainsi que du manganèse, du nickel, du chrome et du molybdène, en des teneurs inférieures à quelques % pour avoir une trempabilité suffisante. Ces aciers sont trempés de façon à avoir une structure entièrement martensitique. Ils ont l'avantage d'être relativement faciles à mettre en œuvre par soudage, découpage ou pliage. Mais ils ont l'inconvénient d'avoir une résistance à l'abrasion limitée. Il est certes connu d'augmenter la résistance à l'abrasion en augmentant la teneur en carbone et donc la dureté. Mais cette façon de procéder a l'inconvénient de détériorer l'aptitude à la mise en œuvre.
Le but de la présente invention est de remédier à ces inconvénients, en proposant une tôle en acier résistant à l'abrasion qui, toutes choses égales par ailleurs, présente une résistance à l'abrasion meilleure que celle des aciers connus ayant une dureté de 400 Brinell, tout en ayant une aptitude à la mise en œuvre comparable à celle de ces aciers.
A cet effet, l'invention a pour objet un procédé pour fabriquer une pièce, et notamment une tôle, en acier pour abrasion dont la composition chimique comprend, en poids : 0,1 % < C < 0,23%
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5% 0% < Ni < 5%
0% < Cr < 5%
0% < Mo < 1 %
0% < W < 2%
0,05% < Mo +W/2 < 1% 0% < Cu < 1 ,5% 0% < B < 0,02% 0% < Ti < 0,67% 0% < Zr < 1 ,34% 0,05% < Ti + Zr/2 < 0,67%
0% < S < 0,15% N < 0,03% - éventuellement au moins un élément pris parmi Nb, Ta et V en des teneurs telles que Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%, - éventuellement au moins un élément pris parmi Se, Te, Ca, Bi, Pb en des teneurs inférieures ou égales à 0,1%, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la composition chimique satisfaisant en outre les relations suivantes :
C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% et :
Ti + Zr/2 - 7xN/2 > 0,05% et :
1 ,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1 ,8 ou mieux 2 avec : K = 1 si B > 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%, l'acier ayant une structure constituée de martensite ou d'un mélange de martensite et de bainite auto-revenue, ladite structure contenant en outre des carbures et de 5% à 20%o d'austénite.
Selon ce procédé, on soumet la pièce ou la tôle à un traitement thermique de trempe, effectué dans la chaude de mise en forme à chaud telle que le laminage ou après austénitisation par réchauffage dans un four, qui consiste à :
- refroidir la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne supérieure à 0,5°C/s entre une température supérieure à AC3 et une température T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2), et T-50°C environ, la température étant exprimée en °C et les teneurs en C*, Mn, Ni, Cr, Mo et W étant exprimées en % en poids,
- puis refroidir la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à cœur Vr < 1150xep"1,7 (en °C/s) et supérieure à 0,1 °C/s entre la température T et 100°C, ep étant l'épaisseur de la tôle exprimée en mm, - et à refroidir la tôle jusqu'à la température ambiante, éventuellement, on effectue un planage.
Eventuellement, la trempe peut être suivie d'un revenu à une température inférieure à 350°C, et de préférence, inférieure à 250°C. L'invention concerne également une tôle obtenue notamment par ce procédé, dont la planéité est caractérisée par une flèche inférieure ou égale à 12mm/m et de préférence inférieure à 5mm/m, l'acier ayant une structure constituée de 5% à 20% d'austénite retenue, le reste de la structure étant martensitique ou martensito- bainitique, et contient des carbures. L'épaisseur de la tôle peut être comprise entre 2 mm et 150 mm.
De préférence, la dureté est comprise entre 280 HB et 450 HB. L'invention va maintenant être décrite de façon plus précise mais non limitative et être illustrée par des exemples.
Pour fabriquer une tôle selon l'invention, on élabore un acier dont la composition chimique comprend, en % en poids :
- plus de 0,1 % de carbone de façon à avoir une dureté suffisante et afin de permettre la formation de carbures, mais moins de 0,23%o, et de préférence moins de 0,22%, pour que l'aptitude au soudage et au découpage soit bonne.
- de 0% à 0,67% de titane et de 0% à 1 ,34% de zirconium, ces teneurs devant êtres telles que la somme Ti+Zr/2 soit supérieure à 0,05%, de préférence supérieure à 0,1 %, et mieux encore, supérieure à 0,2%, pour que l'acier contienne des gros carbures de titane ou de zirconium qui augmentent la résistance à l'abrasion. Mais la somme Ti+Zr/2 doit rester inférieure à 0,67% car, au-delà, l'acier ne contiendrait pas assez de carbone libre pour que sa dureté soit suffisante. Par ailleurs la teneur Ti +Zr/2 sera préférentiellement inférieure à
0,50%) ou mieux 0,40% voire 0,30 % si l'on a besoin de privilégier la ténacité du matériau.
- De 0% (ou des traces) à 2% de silicium et de 0% (ou des traces) à 2% d'aluminium, la somme Si+AI étant comprise entre 0,5%) et 2% et de préférence supérieure à 0,7% ou mieux, supérieure à 0,8%. Ces éléments, qui sont des désoxydants, ont en outre pour effet de favoriser l'obtention d'une austénite retenue métastable fortement chargée en carbone dont la transformation en martensite s'accompagne d'un gonflement important favorisant l'ancrage des carbures de titane. - De 0% (ou des traces) à 2% ou même 2,5% de manganèse, de 0% (ou des traces) à 4% ou même 5% de nickel et de 0% (ou des traces) à 4% ou même 5% de chrome, pour obtenir une trempabilité suffisante et ajuster les différentes caractéristiques mécaniques ou d'emploi. Le nickel a, en particulier un effet favorable sur la ténacité, mais cet élément est cher. Le chrome forme également de fins carbures dans la martensite ou la bainite favorables à la résistance à l'abrasion.
- De 0% (ou des traces) à 1 % de molybdène et de 0% (ou des traces) à 2% de tungstène, la somme Mo+W/2 étant comprise entre 0,05%o et 1%, et de préférence reste inférieure à 0,8%, ou mieux, inférieure à 0,5%o. Ces éléments augmentent la trempabilité et, forment dans la martensite ou dans la bainite de fins carbures durcissants, notamment par précipitation par auto revenu au cours du refroidissement. Il n'est pas nécessaire de dépasser une teneur de 1 % en molybdène pour obtenir l'effet désiré en particulier en ce qui concerne la précipitation de carbures durcissants. Le molybdène peut être remplacé, en tout ou partie, par un poids double de tungstène. Néanmoins cette substitution n'est pas recherchée en pratique car elle n'offre pas d'avantage par rapport au molybdène et est plus coûteuse.
- Eventuellement de 0%o à 1 ,5% de cuivre. Cet élément peut apporter un durcissement supplémentaire sans détériorer la soudabilité. Au-delà de 1 ,5%, il n'a plus d'effet significatif, il engendre des difficultés de laminage à chaud et coûte inutilement cher.
- De 0%> à 0,02% de bore. Cet élément peut être ajouté de façon optionnelle afin d'augmenter la trempabilité. Pour que cet effet soit obtenu, la teneur en bore doit, de préférence, être supérieure à 0,0005%o ou mieux 0,001 %, et n'a pas besoin de dépasser sensiblement 0,01 %.
- Jusqu'à 0,15%) de soufre. Cet élément est un résiduel en général limité à 0,005% ou moins, mais sa teneur peut être volontairement augmentée pour améliorer l'usinabilité. A noter qu'en présence de soufre, pour éviter des difficultés de transformation à chaud, la teneur en manganèse doit être supérieure à 7 fois la teneur en soufre.
- Eventuellement au moins un élément pris parmi le niobium, le tantale et le vanadium, en des teneurs telles que Nb/2+Ta/4+V reste inférieure à 0,5%) afin de former des carbures relativement gros qui améliorent la tenue à l'abrasion. Mais les carbures formés par ces éléments sont moins efficaces que les carbures formés par le titane ou le zirconium, c'est pour cela qu'ils sont optionnels et ajoutés en quantité limitée.
- Eventuellement un ou plusieurs éléments pris parmi le sélénium, le tellure, le calcium, le bismuth et le plomb en des teneurs inférieures à 0,1 % chacun. Ces éléments sont destinés à améliorer l'usinabilité. A noter que, lorsque l'acier contient du Se et/ou du Te, la teneur en manganèse doit être suffisante compte tenu de la teneur en soufre pour qu'il puisse se former des séléniures ou des tellurures de manganèse. - Le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration. Parmi les impuretés, il y a en particulier l'azote dont la teneur dépend du procédé d'élaboration mais ne dépasse pas 0,03%, et reste en général inférieure à
0,025%. L'azote peut réagir avec le titane ou le zirconium pour former des nitrures qui ne doivent pas être trop gros pour ne pas détériorer la ténacité. Afin d'éviter la formation de gros nitrures, le titane et le zirconium peuvent être ajoutés dans l'acier liquide de façon très progressive, par exemple en mettant au contact de l'acier liquide oxydé une phase oxydée telle qu'un laitier chargé en oxydes de titane ou de zirconium, puis en désoxydant l'acier liquide, de façon à faire diffuser lentement le titane ou le zirconium depuis la phase oxydée vers l'acier liquide. En outre, afin d'obtenir des propriétés satisfaisantes, les teneurs en carbone, titane, zirconium, et azote sont choisies telles que :
C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% Et de préférence, C* > 0,12% pour avoir une dureté plus élevée et donc une meilleure résistance à l'abrasion. La grandeur C* représente la teneur en carbone libre après précipitation des carbures de titane et de zirconium, compte tenu de la formation de nitrures de titane et de zirconium. Cette teneur en carbone libre C* doit être supérieure à 0,095%) pour avoir une structure martensitique ou martensito- bainitique ayant une dureté suffisante.
Compte tenu de la formation possible de nitrures de titane ou de zirconium, pour que la quantité de carbures de titane ou de zirconium soit suffisante, les teneurs en Ti, Zr et N doivent être telles que :
Ti + Zr/2 - 7xN/2 > 0,05% De plus, la composition chimique est choisie de telle sorte que la trempabilité de l'acier soit suffisante, compte tenu de l'épaisseur de la tôle qu'on souhaite fabriquer. Pour cela, la composition chimique doit satisfaire la relation:
Tremp =1 ,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1 ,8 ou mieux 2 avec : K = 1 si B > 0,0005%o et K = 0 si B < 0,0005%,
En outre, et pour obtenir une bonne tenue à l'abrasion, la structure micrographique de l'acier est constituée de martensite ou de bainite ou d'un mélange de ces deux structures, et de 5% à 20%> d'austénite retenue. En outre, cette structure comprend des gros carbures de titane ou de zirconium formés à haute température, et éventuellement des carbures de niobium, de tantale ou de vanadium. Du fait du procédé de fabrication qui sera décrit plus loin, cette structure est revenue, si bien qu'elle comporte également des carbures de molybdène ou de tungstène et éventuellement des carbures de chrome.
Les inventeurs ont constaté que l'efficacité des gros carbures pour l'amélioration de la tenue à l'abrasion pouvait être obérée par le déchaussement prématuré de ceux-ci et que ce déchaussement pouvait être évité par la présence d'austénite métastable qui se transforme sous l'effet des phénomènes d'abrasion. La transformation de l'austénite métastable se faisant par gonflement, cette transformation dans la sous-couche abrasée augmente la résistance au déchaussement des carbures et, ainsi, améliore la résistance à l'abrasion.
D'autre part, la dureté élevée de l'acier et la présence de carbures de titane fragilisant imposent de limiter autant que possible les opérations de planage. De ce point de vue, les inventeurs ont constaté qu'en ralentissant de façon suffisante le refroidissement dans le domaine de transformation bainito-martensitique, on réduit les déformations résiduelles des produits, ce qui permet de limiter les opérations de planage. Les inventeurs ont constaté qu'en refroidissant la pièce ou la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à cœur Vr < 1150xep"1 ,7, (dans cette formule, ep est l'épaisseur de la tôle exprimée en mm, et la vitesse de refroidissement est exprimée en °C/s) en dessous d'une température T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2), (exprimée en °C), on réduisait les contraintes résiduelles engendrées par les changements de phase. Ce refroidissement ralenti dans le domaine bainito-martensitique a, en outre, l'avantage de provoquer un auto-revenu qui engendre la formation de carbures de molybdène, de tungstène ou de chrome et améliore la tenue à l'usure de la matrice entourant les gros carbures. Pour fabriquer une tôle bien plane ayant une bonne résistance à l'abrasion et une bonne aptitude à la mise en œuvre, on élabore l'acier, on le coule sous forme de brame ou de lingot. On lamine à chaud la brame ou le lingot pour obtenir une tôle qu'on soumet à un traitement thermique permettant tout à la fois d'obtenir la structure souhaitée et une bonne planéité sans planage ultérieur ou avec un planage limité. Le traitement thermique peut être effectué dans la chaude de laminage ou ultérieurement, éventuellement après un planage à froid ou à mi-chaud.
Dans tous les cas, pour réaliser le traitement thermique :
- on chauffe l'acier au-dessus du point AC3 de façon à lui conférer une structure entièrement austénitique, dans laquelle cependant subsistent des carbures de titane ou de zirconium,
- puis on le refroidit à une vitesse de refroidissement moyenne à cœur supérieure à la vitesse critique de transformation bainitique jusqu'à une température comprise entre T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2), et T-50°C, environ, de façon à éviter la formation de constituants ferrito-perlitiques, pour cela, il suffit en général de refroidir à une vitesse supérieure à 0,5°C/s,
- puis, entre la température ainsi définie (c'est à dire comprise entre T et T-50°C environ) et 100°C .environ, on refroidit la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à cœur Vr inférieure à 1150xep"1,7, et supérieure à 0,1 °C/s, pour obtenir la structure souhaitée,
- et on refroidit la tôle jusqu'à la température ambiante, de préférence, sans que ce soit obligatoire, à une vitesse lente.
En outre, on peut effectuer un traitement de détente, tel qu'un revenu à une température inférieure ou égale à 350°C, et de préférence inférieure à 250°C. Par vitesse de refroidissement moyenne, on entend la vitesse de refroidissement égale à la différence entre les températures de début et de fin de refroidissement divisée par le temps de refroidissement entre ces deux températures.
On obtient ainsi une tôle, dont l'épaisseur peut être comprise entre 2 mm et 150 mm, ayant une excellente planéité caractérisée par une flèche inférieure à 3 mm par mètre sans planage ou avec un planage modéré. La tôle a une dureté comprise entre 280HB et 450HB. Cette dureté dépend principalement de la teneur en carbone libre C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8. Plus la teneur en carbone libre est élevée, plus la dureté est importante. Plus la teneur en carbone libre est faible, plus la mise en œuvre est facile. A teneur égale en carbone libre, plus la teneur en titane est élevée, plus la résistance à l'abrasion est bonne.
A titre d'exemple, on considère des tôles de 30mm d'épaisseur en acier, repérées A, B, C et D selon l'invention, E et F selon l'art antérieur et G et H donnés à titre de comparaison. Les compositions chimiques des aciers, exprimées en 10"3 % en poids, ainsi que la dureté et un indice de résistance à l'usure Rus, sont reportées au tableau 1.
Tableau 1
La résistance à l'usure des aciers est mesurée par la perte de poids d'une eprouvette prismatique mise en rotation dans un bac contenant des granulats calibrés de quartzite pendant un temps de 5 heures.
L'indice de résistance à l'usure Rus d'un acier est le rapport de la résistance à l'usure de l'acier F, pris à titre de référence, et la résistance à l'usure de l'acier considéré.
Les tôles A à H sont austénitisées à 900°C. Après austénitisation :
- la tôle en acier A est refroidie à une vitesse moyenne de 0,7°C/s au dessus de la température T définie plus haut ( environ 460°C), et à une vitesse moyenne de 0,13°C/s en dessous, conformément à l'invention;
- les tôles en aciers B, C, D, sont refroidie à une vitesse moyenne de 6°C/s au dessus de la température T définie plus haut (environ 470°C), et à une vitesse moyenne de 1 ,4°C/s en dessous, conformément à l'invention ;
- les tôles en acier E, F, G et H, données à titre de comparaison, ont été refroidies à une vitesse moyenne de 20°C/s au dessus de la température T définie plus haut, et à une vitesse moyenne de 12°C/s en dessous. Les tôles A à D ont une structure martensito-bainitique auto-revenue contenant environ 10% d'austénite retenue, ainsi que des carbures de titane, alors que les tôles E à G ont une structure entièrement martensitique, les tôles G et H contenant également de gros carbures de titane. On peut constater que, bien qu'ayant des duretés inférieures à celles des tôles E et F, les tôles A, B, C et D ont des résistances à l'abrasion sensiblement meilleures. Les plus faibles duretés qui correspondent, pour l'essentiel à des teneurs en carbone libre plus faibles, conduisent à de meilleures aptitudes à la mise en œuvre.
La comparaison des exemples C, D, F, G et H montrent que l'augmentation de la résistance à l'abrasion ne résulte pas simplement de l'addition de titane, mais de la combinaison de l'addition de titane et de la structure contenant de l'austénite résiduelle. En effet, on peut constater que les aciers F, G et H dont la structure ne comporte pas d'austénite résiduelle ont des tenues à l'abrasion assez comparables, alors que les aciers C et D qui contiennent de l'austénite résiduelle ont des tenues à l'abrasion sensiblement meilleures.
En outre, la comparaison des couples G et H d'une part et C et D d'autre part, montrent que la présence d'austénite résiduelle augmente sensiblement l'efficacité du titane. Pour les exemples C et D, le passage de 0,110% à 0,350% de titane se traduit par une augmentation de la tenue à l'abrasion de 56%, alors que pour les aciers G et H, l'augmentation n'est que de 37%.
Cette observation est attribuable à l'effet de sertissage accru des carbures de titane par la matrice environnante, quand celle-ci contient de l'austénite résiduelle susceptible de se transformer en martensite dure et gonflante en service.
Par ailleurs, la déformation après refroidissement, sans planage, pour les tôles en acier A ou B sont de 6 mm/m et de 17 mm/m pour les tôles en acier E et F. Ces résultats montrent la réduction de déformation des produits obtenus grâce à l'invention.
Il en résulte que, en pratique, en fonction du degré d'exigence en planéité des utilisateurs, - soit, on peut livrer les produits sans planage (gain sur le coût et sur les contraintes résiduelles), - soit, on peut réaliser un planage pour satisfaire une exigence de planéité plus sévère' (par exemple 5mm/m) mais plus facilement et en introduisant moins de contraintes du fait de la déformation originelle moindre sur les produits selon l'invention.

Claims

REVENDICATIONS
1 - Procédé pour fabriquer une pièce, et notamment une tôle, en acier résistant à l'abrasion dont la composition chimique comprend, en poids : 0,1%<C<0,23%
0% < Si < 2%
0% < Al < 2%
0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5% 0%<Ni<5%
0%<Cr<5%
0%<Mo<1%
0% < W < 2%
0,05%<Mo+W/2<1%o 0%<B<0,02%
0% < Ti < 0,67%
0% < Zr < 1 ,34%
0,05% < Ti + Zr/2 < 0,67%o
0%<S<0,15% N < 0,03%
- éventuellement de 0% à 1 ,5% de cuivre,
- éventuellement au moins un élément pris parmi Nb, Ta et V en des teneurs telles que Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%o,
- éventuellement au moins un élément pris parmi Se, Te, Ca, Bi et Pb en des teneurs inférieures ou égales à 0,1%o, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la composition chimique satisfaisant en outre les relations suivantes :
C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% et: Ti + Zr/2 - 7xN/2 > 0,05%, et:
1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1 ,8 avec K = 1 si B > 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%, selon lequel on soumet la tôle à un traitement thermique de trempe, effectué dans la chaude de mise en forme à chaud et par exemple de laminage ou après austénitisation par réchauffage dans un four, pour réaliser la trempe :
- on refroidit la pièce ou la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne supérieure à 0,5°C/s entre une température supérieure à AC3 et une température comprise entre T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2), et T-50°C environ,
- puis on refroidit la pièce ou la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à cœur Vr < 1150xep"1,7 et supérieure ou égale à 0,1 °C/s entre la température T et 100°C, ep étant l'épaisseur de la tôle exprimée en mm,
- on refroidit la pièce ou la tôle jusqu'à la température ambiante et on effectue, éventuellement, un planage.
2 - Procédé selon la revendication 1 , caractérisé en outre en ce que : 1 ,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1 2 + K > 2
3 - Procédé selon la revendication 1 ou la revendication 2, caractérisé en outre en ce que :
C < 0,22% et :
C* > 0,12%
4 - Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en outre en ce que : Ti + Zr/2 > 0,10%
5 - Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en outre en ce que :
Si + Al > 0,7%
6 - Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que, en outre, on effectue un revenu à une température inférieure ou égale à 350°C. 7 - Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que pour ajouter le titane dans l'acier, on met l'acier liquide au contact d'un laitier contenant du titane et on fait diffuser lentement le titane du laitier dans l'acier liquide.
8 - Pièce, et notamment tôle, en acier résistant à l'abrasion dont la composition chimique comprend, en poids :
0,1%<C<0,23% 0% < Si < 2% 0% < Al < 2% 0,5% < Si + Al < 2%
0% < Mn < 2,5%
0% < Ni < 5%
0%<Cr<5%
0%<Mo<1% 0%<W<2%>
0,05%<Mo+W/2<1%>
0% < B < 0,02%
0% < Ti < 0,67%
0%<Zr<1,34% 0,05% < Ti + Zr/2 < 0,67%
0%<S<0,15%, N < 0,03%
- éventuellement de 0%> à 1 ,5% de cuivre,
- éventuellement au moins un élément pris parmi Nb, Ta et V en des teneurs telles que Nb/2 + Ta/4 + V < 0,5%,
- éventuellement au moins un élément pris parmi Se, Te, Ca, Bi et Pb en des teneurs inférieures ou égales à 0,1%, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, la composition chimique satisfaisant en outre les relations suivantes : C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095% et:
Ti + Zr/2 - 7xN/2 > 0,05%o et
1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 avec : K = 1 si B > 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%, l'acier ayant une structure martensitique ou martensito-bainitique, ladite structure contenant des carbures et de 5% à 20% d'austénite retenue.
9 - Pièce selon la revendication 8, caractérisée en ce que :
1 ,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 2
10 - Pièce selon la revendication 8 ou la revendication 9, caractérisée en ce que : C < 0,22% et :
C - Ti/4 -Zr/8 + 7xN/8 > 0,12%
11 - Pièce selon l'une quelconque des revendications 8 à 10, caractérisée en ce que :
Ti + Zr/2 > 0,10%
12 - Pièce selon l'une quelconque des revendications 8 à 11 , caractérisée en ce que : Si + Al > 0,7%)
13 - Pièce selon l'une quelconque des revendications 8 à 12, caractérisée en ce que l'épaisseur de la tôle est comprise entre 2 mm et 150 mm.
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Families Citing this family (58)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2847272B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
CN100419114C (zh) * 2004-11-14 2008-09-17 林海 耐磨合金
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
US8444776B1 (en) 2007-08-01 2013-05-21 Ati Properties, Inc. High hardness, high toughness iron-base alloys and methods for making same
PL2183401T3 (pl) 2007-08-01 2018-08-31 Ati Properties Llc Stopy o dużej twardości, o dużej wiązkości na bazie żelaza i sposób ich wytwarzania
TWI341332B (en) * 2008-01-07 2011-05-01 Nippon Steel Corp Wear-resistant steel sheet having excellent wear resistnace at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same
SI2103704T1 (sl) * 2008-03-10 2012-11-30 Swiss Steel Ag Vroče valjani dolg proizvod in postopek za njegovo izdelavo
EP2123787A1 (fr) * 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
CN101775545B (zh) * 2009-01-14 2011-10-12 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
RU2394932C1 (ru) * 2009-02-27 2010-07-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2427653C1 (ru) * 2009-12-29 2011-08-27 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Способ термической обработки листового проката из низкоуглеродистой феррито-перлитной стали
CN102127705B (zh) * 2010-01-12 2013-07-17 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高硬度耐磨钢
CN102199737B (zh) * 2010-03-26 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 一种600hb级耐磨钢板及其制造方法
EP2374910A1 (fr) * 2010-04-01 2011-10-12 ThyssenKrupp Steel Europe AG Acier, produit plat en acier, composant en acier et procédé de fabrication d'un composant en acier
FR2958660B1 (fr) * 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques et son procede de fabrication.
CN101880831B (zh) * 2010-06-13 2012-07-04 东北大学 一种高强度高韧性低合金耐磨钢的制造方法
CN102312174B (zh) * 2010-06-29 2013-07-31 鞍钢股份有限公司 一种非调质的高强耐磨钢及其生产方法
US9182196B2 (en) 2011-01-07 2015-11-10 Ati Properties, Inc. Dual hardness steel article
RU2466193C1 (ru) * 2011-05-18 2012-11-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного проката
US9657363B2 (en) 2011-06-15 2017-05-23 Ati Properties Llc Air hardenable shock-resistant steel alloys, methods of making the alloys, and articles including the alloys
CN102560272B (zh) * 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
CA2877175C (fr) * 2012-05-25 2023-07-25 Gary M. Cola Micro-traitement et microstructure de carbure contenant un alliage a base de fer
RU2495142C1 (ru) * 2012-06-26 2013-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового проката из низколегированной стали
CN103898419B (zh) * 2012-12-25 2017-05-17 隆英(常州)特钢科技有限公司 耐磨钢板及其制造方法
CN104109817A (zh) * 2013-04-18 2014-10-22 曹志春 高钨钛耐磨合金钢
US9738334B2 (en) * 2013-05-07 2017-08-22 Arcelormittal Track shoe having increased service life useful in a track drive system
RU2653032C2 (ru) * 2013-06-07 2018-05-04 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Термически обработанный стальной материал и способ его изготовления
RU2530078C1 (ru) * 2013-07-23 2014-10-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства толстолистового проката для судостроения
KR20150061516A (ko) * 2013-11-27 2015-06-04 두산중공업 주식회사 금형강 및 그 제조방법
KR101828199B1 (ko) * 2014-01-28 2018-02-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 그 제조 방법
RU2544216C1 (ru) * 2014-04-08 2015-03-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2561558C1 (ru) * 2014-09-15 2015-08-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромомарганцевоникелевая сталь
RU2556442C1 (ru) * 2014-10-21 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
CN104498831B (zh) * 2014-10-26 2017-02-15 驻马店市三山耐磨材料有限公司 湿磨机专用低碳中铬合金钢耐磨衬板
CN104451453A (zh) * 2014-11-14 2015-03-25 无锡信大气象传感网科技有限公司 一种风力发电风叶用耐磨合金钢材料
CN104846298A (zh) * 2015-04-21 2015-08-19 苏州劲元油压机械有限公司 一种积层型溢流阀的制造工艺
CN104846299A (zh) * 2015-04-22 2015-08-19 苏州劲元油压机械有限公司 一种耐高压溢流阀的制造工艺
CN104911508A (zh) * 2015-04-23 2015-09-16 苏州劲元油压机械有限公司 一种重型油压缸用轴承座的制造工艺
CN104911509A (zh) * 2015-04-23 2015-09-16 苏州劲元油压机械有限公司 一种引导型溢流阀的制造工艺
US10400320B2 (en) 2015-05-15 2019-09-03 Nucor Corporation Lead free steel and method of manufacturing
RU2586949C1 (ru) * 2015-06-08 2016-06-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Мартенситно-ферритная коррозионно-стойкая хромоникелевая сталь с улучшенной обрабатываемостью резанием
CN106591731B (zh) * 2015-10-15 2019-02-15 无锡欣誉户外用品有限公司 一种大型半自磨机筒体衬板用合金材料
CN105568142B (zh) * 2016-03-09 2017-07-28 桂林电子科技大学 一种高强韧性低合金耐磨钢挖掘机斗齿及其制备方法
KR102130949B1 (ko) * 2016-04-19 2020-07-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
CN105861930A (zh) * 2016-05-23 2016-08-17 安徽鑫宏机械有限公司 一种耐高温复合止回阀阀体的铸造方法
PL234098B1 (pl) * 2016-06-27 2020-01-31 Arcelormittal Poland Spolka Akcyjna Stal wielofazowa zwłaszcza do produkcji szyn normalnotorowych
TWI756226B (zh) * 2016-06-30 2022-03-01 瑞典商伍德赫爾恩股份有限公司 用於工具架之鋼
CN106086689B (zh) * 2016-08-30 2018-01-02 南阳汉冶特钢有限公司 一种高强度耐磨钢板及其生产方法
RU2635641C1 (ru) * 2017-03-28 2017-11-14 Юлия Алексеевна Щепочкина Литейная сталь
CN107326305A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 江苏金基特钢有限公司 一种耐腐蚀钢板及其制造方法
RU2651065C1 (ru) * 2017-11-20 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
CN107739985A (zh) * 2017-11-25 2018-02-27 铜陵市明诚铸造有限责任公司 一种中铬合金耐磨钢球及其制备方法
RU2697301C1 (ru) * 2018-12-03 2019-08-13 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства трубного проката повышенной коррозионной стойкости на реверсивном стане
BE1027395B1 (fr) * 2020-01-16 2021-01-29 Magotteaux Int Boulets de broyage forges pour broyeur semi-autogene
RU2765972C1 (ru) * 2021-05-07 2022-02-07 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства толстых листов из низколегированных малоуглеродистых сталей на реверсивном стане
CN113355609B (zh) * 2021-05-26 2022-08-16 西安交通大学 一种变质高硼铁基耐磨合金及其制备方法
CN113737097A (zh) * 2021-09-01 2021-12-03 温州天和汽车部件有限公司 一种用于汽车拔叉制作的碳钢材料及其制备方法
CN117512279B (zh) * 2023-11-28 2024-12-03 巢湖学院 一种NiCrMo系薄规格调质板板形的控制方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1019030B (zh) * 1989-12-30 1992-11-11 清华大学 空冷高淬透性贝氏体/马氏体复相钢
JP3273391B2 (ja) * 1993-12-16 2002-04-08 新日本製鐵株式会社 良加工性耐摩耗鋼厚板の製造方法
FR2726287B1 (fr) * 1994-10-31 1997-01-03 Creusot Loire Acier faiblement allie pour la fabrication de moules pour matieres plastiques ou pour caoutchouc
FR2729974B1 (fr) * 1995-01-31 1997-02-28 Creusot Loire Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation
FR2733516B1 (fr) * 1995-04-27 1997-05-30 Creusot Loire Acier et procede pour la fabrication de pieces a haute resistance a l'abrasion
GB9608108D0 (en) * 1996-04-19 1996-06-26 Naco Inc Steel Castings
JP3757027B2 (ja) * 1996-06-05 2006-03-22 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高強度熱延鋼材及びこれを用いた高強度鋼線並びに高強度棒鋼
DE19710125A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
JP3475706B2 (ja) * 1997-03-28 2003-12-08 住友金属工業株式会社 被削性に優れた高強度高靱性調質鋼材
DZ2530A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
JP3433687B2 (ja) * 1998-12-28 2003-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP3551064B2 (ja) * 1999-02-24 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板およびその製造方法
EP1096029B1 (fr) * 1999-04-21 2006-01-25 JFE Steel Corporation Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant
FR2796966B1 (fr) * 1999-07-30 2001-09-21 Ugine Sa Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues
CN1115423C (zh) * 2000-09-26 2003-07-23 上海林沪实业有限公司 高硬度耐磨低碳合金钢板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2004048618A1 *

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Publication number Publication date
FR2847271B1 (fr) 2004-12-24
JP4535875B2 (ja) 2010-09-01
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PL375541A1 (en) 2005-11-28
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KR101010593B1 (ko) 2011-01-25
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