EP1563105B1 - 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 Download PDF

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EP1563105B1
EP1563105B1 EP03786006A EP03786006A EP1563105B1 EP 1563105 B1 EP1563105 B1 EP 1563105B1 EP 03786006 A EP03786006 A EP 03786006A EP 03786006 A EP03786006 A EP 03786006A EP 1563105 B1 EP1563105 B1 EP 1563105B1
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EP
European Patent Office
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plate
optionally
steel
process according
temperature
Prior art date
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EP03786006A
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Jean Beguinot
Jean-Georges Brisson
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Industeel Creusot
Original Assignee
Industeel Creusot
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    • 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.
  • High abrasion resistant steels with a hardness of about 600 Brinell are known. These steels contain from 0.4% to 0.6% of carbon and from 0.5% to 3% of at least one alloying element such as manganese, nickel, chromium and molybdenum and are soaked to have a completely martensitic structure. But these steels are very difficult to weld and cut. To remedy these drawbacks, it has been proposed, particularly in EP 0 739 993 to use for the same purposes, a less hard steel, whose carbon content is about 0.27% and having a quenched structure containing a significant amount of residual austenite. But these steels are still difficult to weld or cut.
  • the object of the present invention is to overcome these disadvantages, by proposing an abrasion-resistant steel sheet whose abrasion resistance is comparable to that of known steels but whose weldability and thermal cutting ability is better.
  • quenching may be followed by tempering at a temperature below 350 ° C, and preferably below 250 ° C.
  • the invention also relates to a part, in particular a sheet, obtained in particular by this method, the steel having a martensitic or martensito-bainitic structure, said structure containing from 5% to 20% retained austenite, as well as carbides.
  • the thickness of the sheet may be between 2 mm and 150 mm and its flatness is characterized by an arrow less than or equal to 12 mm / m and preferably less than 5 mm / m.
  • the carbon, titanium, zirconium and nitrogen contents must be such that: C - Ti / 4 - Zr / 8 + 7xN / 8> 0.095%
  • 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%, and preferably ⁇ 0.12%, to have a martensite having a minimum hardness. The lower this content, the better the welding and thermal cutting ability.
  • the micrographic structure of the steel consists of martensite or bainite or a mixture of these two structures, and from 5% to 20% retained austenite.
  • This structure further comprises large titanium or zirconium carbides formed at high temperature, or even carbides of niobium, tantalum or vanadium.
  • the inventors have found that the effectiveness of large carbides for improving the abrasion resistance could be obelated by the 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.
  • the steel is made, it flows in the form of 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 directly in the hot rolling or carried out later, and possibly after a cold planing or half-hot.
  • an expansion treatment such as tempering, can be carried out at a temperature of less than or equal to 350 ° C, and preferably less than 250 ° C.
  • steel sheets identified A to C according to the invention and D to E according to the prior art were produced.
  • the chemical compositions of the steels, expressed in 10 -3 % by weight, as well as the hardness and a wear resistance index Rus, are reported in Table 1.
  • the wear resistance is measured by the weight loss of a prismatic specimen rotated in a tank containing calibrated granules of quartzite for 5 hours.
  • the Rus index of a steel is equal to 100 times the ratio of the wear resistance of the steel in question and the wear resistance of a reference steel (steel D).
  • All sheets are 27 mm thick and are hardened after austenitization at 900 ° C.
  • the sheets according to the invention have a martensito-bainitic self-regenerating structure containing from 5% to 20% retained austenite and large titanium carbides, whereas the sheets given for comparison have a completely martensitic structure.
  • the comparison of the wear resistances and the hardnesses shows that, although being very substantially less hard than the sheets given for comparison, the sheets according to the invention have a slightly better resistance to wear.
  • the comparison of the free carbons shows that the good abrasion resistance of the sheets according to the invention is obtained with very significantly lower free carbons, which leads to significantly better welding or thermal cutting abilities than for the sheets according to the invention. the prior art.
  • the deformation after cooling, without planing, for steels according to the invention A to C is about 5 mm / m and 16 mm / m for steels D and E given for comparison.

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Description

  • La présente invention est relative à un acier résistant à l'abrasion et à son procédé de fabrication.
  • On connaît des aciers à haute résistance à l'abrasion dont la dureté est d'environ 600 Brinell. Ces aciers contiennent de 0,4% à 0,6% de carbone et de 0,5% à 3% d'au moins un élément d'alliage tel que le manganèse, le nickel, le chrome et le molybdène et ils sont trempés pour avoir une structure entièrement martensitique. Mais ces aciers sont très difficiles à souder et à découper. Pour remédier à ces inconvénients, on a proposé, notamment dans EP 0 739 993 , d'utiliser pour les mêmes usages, un acier moins dur, dont la teneur en carbone est d'environ 0,27% et ayant une structure trempée contenant une quantité significative d'austénite résiduelle. Mais ces aciers restent cependant difficiles à souder ou à découper.
  • Le but de la présente invention est de remédier à ces inconvénients, en proposant une tôle en acier résistant à l'abrasion dont la résistance à l'abrasion est comparable à celle des aciers connus mais dont l'aptitude au soudage et au découpage thermique est meilleure.
  • 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 :
    • 0,24% ≤ C < 0,35%
    • 0% ≤ Si ≤ 2%
    • 0% ≤ Al ≤ 2%
    • 0,5% ≤ Si + Al ≤ 2%
    • 0% ≤ Mn ≤ 2,5%
    • 0% ≤ Ni ≤ 5%
    • 0% ≤ Cr ≤ 5%
    • 0% ≤ Mo ≤ 1%
    • 0% ≤ W ≤ 2%
    • 0,1% ≤ Mo +W/2 ≤ 1%
    • 0% ≤ Cu ≤ 1,5%
    • 0% ≤ B ≤ 0,02%
    • 0% ≤ Ti ≤ 1,1%
    • 0% ≤ Zr ≤ 2,2%
    • 0,35% < Ti + Zr/2 ≤ 1,1%
    • 0% ≤ S ≤ 0,15%
    • N < 0,03%
      • 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 de préférence ≥ 0,12% et :
      • 1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8 ou mieux 2
      avec : K = 0,5 si B ≥ 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%.
      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 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, 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 pièce ou la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à coeur 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 pièce ou la tôle exprimée en mm,
    • et à refroidir la pièce ou 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 préférence inférieure à 250°C.
  • L'invention concerne également une pièce, notamment une tôle, obtenue notamment par ce procédé, l'acier ayant une structure martensitique ou martensito-bainitique, ladite structure contenant de 5% à 20% d'austénite retenue, ainsi que des carbures. L'épaisseur de la tôle peut être comprise entre 2 mm et 150 mm et sa planéité est caractérisée par une flèche inférieure ou égale à 12mm/m et de préférence inférieure à 5mm/m.
  • 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 :
    • de 0,24% à 0,35% de carbone pour permettre la formation d'une quantité importante de carbures et d'obtenir une dureté suffisante, tout en ayant une aptitude au soudage suffisante ; de préférence, la teneur en carbone est inférieure à 0,325%, et mieux inférieure à 0,3%.
    • De 0% à 1,1% de titane, de 0% à 2,2% de zirconium. La somme Ti + Zr/2 doit être supérieure à 0,35% et de préférence supérieure à 0,4%, et mieux encore supérieure à 0,5%, de façon à former une quantité importante de gros carbures. Cependant, cette somme doit rester inférieure à 1,1% de façon à conserver suffisamment de carbone en solution dans la matrice après formation des carbures. De préférence cette somme doit rester inférieure à 1%, et mieux à 0,9% et mieux encore, inférieure à 0,7% si l'on a besoin de privilégier la ténacité du matériau. Il en résulte que la teneur en titane doit de préférence rester inférieure à 1%, et mieux inférieure à 0,9%, voire inférieure à 0,7%, et la teneur en zirconium doit de préférence rester inférieure à 2%, et mieux inférieure à 1,8%, voire inférieure à 1,4%.
    • De 0% (ou des traces) à 2% de silicium et de 0% (ou des traces) à 2% d'aluminium, la somme Si+Al étant comprise entre 0,5% et 2% et de préférence supérieure à 0,7%. 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 ou de zirconium.
    • 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.
    • 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 0,1% et 1%, et de préférence reste inférieure à 0,8%, ou mieux, inférieure à 0,6%. Ces éléments augmentent la trempabilité et forment dans la martensite ou dans la bainite de fins carbures durcissant, 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% 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% 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 ceux qui sont 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 en général pas 0,03%. Cet élément 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 doivent être telles que :
    C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 > 0,095%
  • L'expression C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8 = 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 supérieur à 0,095%, et de préférence ≥ 0,12%, pour avoir une martensite ayant une dureté minimale. Plus cette teneur est faible, plus l'aptitude au soudage et à la découpe thermique est bonne.
  • De plus, la composition chimique doit être 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 = 0,5 si B > 0,001% et K = 0 si B < 0,001%,
  • 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. Cette structure comprenant en outre des gros carbures de titane ou de zirconium formés à haute température, voire des carbures de niobium, de tantale ou de vanadium. 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 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), d'une part, on obtenait une proportion significative d'austénite résiduelle, et d'autre part, on réduisait les contraintes résiduelles engendrées par les changements de phase. Cette réduction de contraintes est souhaitable, à la fois pour limiter le recours au planage ou faciliter celui-ci d'une part, et pour limiter les risques de fissuration lors des opérations ultérieures de soudage et de pliage.
  • Pour fabriquer une tôle ayant une bonne résistance à l'abrasion et bien plane, 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 directement dans la chaude de laminage ou réalisé ultérieurement, et éventuellement après un planage à froid ou à mi-chaud.
  • Pour réaliser le traitement thermique :
    • Soit directement après laminage à chaud, soit après réchauffage au-dessus du point AC3, on refroidit la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne, supérieure à 0,5°C/s, c'est à dire supérieure à la vitesse critique de transformation bainitique jusqu'à une température égale ou légèrement inférieure à une température T = 800 - 270xC* - 90xMn -37xNi - 70XCr - 83x(Mo + W/2), (exprimée en °C), de façon à éviter la formation de constituants ferritiques ou perlitiques. Par légèrement inférieure, on entend une température comprise entre T et T - 50°C, ou mieux entre T et T - 25°C, ou mieux encore, entre T et T - 10°C.
    • puis, entre la température précédemment définie et 100°C environ, on refroidit la tôle à une vitesse de refroidissement moyenne à coeur Vr comprise entre 0,1°C/s, pour obtenir une dureté suffisante, et 1150xep-1,7 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.
  • 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 12 mm par mètre sans planage, où avec un planage modéré. La tôle a une dureté comprise entre 280HB et 450HB, environ. Cette dureté dépend principalement de la teneur en carbone libre C* = C - Ti/4 - Zr/8 + 7xN/8.
  • A titre d'exemple, on a réalisé des tôles en acier repérées A à C selon l'invention et D à E selon l'art antérieur. Les compositions chimiques des aciers, exprimés en 10-3 % en poids, ainsi que la dureté et un indice de résistance à l'usure Rus, sont reportées au tableau 1.
  • La résistance à l'usure est mesurée par la perte de poids d'une éprouvette prismatique mise en rotation dans un bac contenant des granulats calibrés de quartzite pendant 5 heures.
  • L'indice Rus d'un acier est égal à 100 fois le rapport de la résistance à l'usure de l'acier considéré et de la résistance à l'usure d'un acier de référence (l'acier D). Ainsi, un acier dont l'indice Rus = 110 a une résistance à l'usure de 10% supérieure à celle de l'acier de référence.
  • Toutes les tôles ont une épaisseur de 27 mm, et sont trempées après austénitisation à 900°C.
  • Après austénitisation :
    • pour les tôles en acier A et C, la vitesse moyenne de refroidissement est de 7°C/s au dessus de la température T définie plus haut, et de 1,6°C/s en dessous, conformément à l'invention;
    • pour la tôle B, la vitesse moyenne de refroidissement est de 0,8°C/s au dessus de la température T définie plus haut, et de 0,15°C/s en dessous, conformément à l'invention;
    • les tôles en acier D et E, données à titre de comparaison, ont été refroidies à une vitesse moyenne de 24°C/s au dessus de la température T définie plus haut, et à une vitesse moyenne de 12°C/s en dessous.
    Tableau 1
    C Si Al Mn Ni Cr Mo W Ti B N C* HB Rus
    A 245 820 40 1620 220 150 280 - 405 3 6 149 380 121
    B 275 650 50 1210 210 1100 250 - 600 2 5 129 305 111
    C 245 480 30 1340 300 710 100 200 360 2 5 159 385 114
    D 290 810 60 1290 495 726 330 - - 2 6 290 520 100
    E 295 260 300 1330 300 710 340 - 100 2 5 274 525 103
  • Les tôles selon l'invention ont une structure martensito-bainitique auto-revenue contenant de 5% à 20% d'austénite retenue et des gros carbures de titane, alors que les tôles données à titre de comparaison ont une structure entièrement martensitique.
  • La comparaison des résistances à l'usure et des duretés montre que, bien qu'étant très sensiblement moins dures que les tôles données à titre de comparaison, les tôles selon l'invention ont une résistance à l'usure légèrement meilleure. La comparaison des carbones libres montre que la bonne tenue à l'usure des tôles selon l'invention est obtenue avec des carbones libres très sensiblement plus faibles, ce qui conduit à des aptitudes au soudage ou au découpage thermique nettement meilleures que pour les tôles selon l'art antérieur. Par ailleurs, la déformation après refroidissement, sans planage, pour les aciers selon l'invention A à C est d'environ 5 mm/m et de 16 mm/m pour les aciers D et E donnés à titre de comparaison. Ces résultats montrent la réduction de déformation des produits obtenus grâce à l'invention.
  • Il en résulte en pratique, en fonction du degré d'exigence en planéité des utilisateurs,
    • soit la possibilité de livrer les produits sans planage, ce qui engendre un gain sur le coût et une réduction des contraintes résiduelles,
    • soit l'exécution d'un planage pour satisfaire une exigence de planéité plus sévère (par exemple 5mm/m) mais réalisée plus facilement et en introduisant moins de contraintes du fait de la déformation originelle moindre sur les produits selon l'invention.

Claims (13)

  1. - Procédé pour fabriquer une pièce ou une tôle en acier résistant à l'abrasion dont la composition chimique comprend, en poids :
    0,24% < C < 0,35%
    0% ≤ Si ≤ 2%
    0% ≤ Al ≤ 2%
    0,5% ≤ Si + Al ≤ 2%
    0% ≤ Mn ≤ 2,5%
    0% ≤ Ni ≤ 5%
    0% ≤ Cr ≤ 5%
    0% ≤ Mo ≤ 1%
    0% ≤ W ≤ 2%
    0,1% ≤ Mo +W/2 ≤ 1%
    0% ≤ B ≤ 0,02%
    0% ≤ Ti ≤ 1,1%
    0% ≤ Zr ≤ 2,2%
    0,35% < Ti + Zr/2 ≤ 1,1%
    0% ≤ S ≤ 0,15%
    N < 0,03%
    - 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, 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 :
    1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2+ K > 1,8
    avec K = 0,5 si B ≥ 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%,
    selon lequel on soumet la pièce ou 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 coeur Vr < 1150xep-1,7 et supérieure à 0,1°C/s entre la température T et 100°C, ep étant l'épaisseur de la pièce ou 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 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 ce que :
    Ti + Zr/2 ≥ 0,4%
  4. - Procédé l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que :
    C* ≥ 0,12%
  5. - Procédé l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que :
    Si + Al ≥ 0,7%
  6. - Procédé 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 :
    0,24% ≤ C < 0,35%
    0% ≤ Si ≤ 2%
    0% ≤ Al ≤ 2%
    0,5% ≤ Si + Al ≤ 2%
    0% ≤ Mn ≤ 2,5%
    0% ≤ Ni ≤ 5%
    0% ≤ Cr ≤ 5%
    0% ≤ Mo ≤ 1%
    0% ≤ W ≤ 2%
    0,1 % ≤Mo +W/2 ≤ 1%
    0% ≤ B ≤ 0,02%
    0% ≤ Ti ≤ 1,1%
    0% ≤ Zr ≤ 2,2%
    0,35% ≤ Ti+Zr/2 ≤ 1,1%
    0% ≤ S ≤ 0,15%
    N < 0,03%
    - 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, 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 :
    1,05xMn + 0,54xNi +0,50xCr + 0,3x(Mo + W/2)1/2 + K > 1,8
    avec : K = 0,5 si B ≥ 0,0005% et K = 0 si B < 0,0005%,
    l'acier ayant une structure martensitique ou martensito-bainitique, la dite structure contenant de 5% à 20% d'austénite retenue et des carbures.
  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, caractérisé en ce que :
    Ti + Zr/2 ≥ 0,4%
  11. - Pièce l'une quelconque des revendications 8 à 10, caractérisé en ce que :
    C* ≥ 0,12%
  12. - Pièce l'une quelconque des revendications 8 à 11, caractérisé en ce que :
    Si + Al ≥ 0,7%
  13. - Pièce selon l'une quelconque de revendications 8 à 12, caractérisé en ce qu'elle est une tôle d'épaisseur comprise entre 2 mm et 150 mm.
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Families Citing this family (60)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4894297B2 (ja) * 2006-02-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
JP4894296B2 (ja) * 2006-02-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
KR101133870B1 (ko) * 2006-05-10 2012-04-06 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
JP4899874B2 (ja) * 2007-01-12 2012-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP5380892B2 (ja) * 2007-05-29 2014-01-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
FR2919593B1 (fr) * 2007-07-30 2009-11-20 Sidel Participations Dispositif de formation de lots d'objets sensiblement parallelepipediques circulant sur une bande de convoyage
CN101240399B (zh) * 2008-03-05 2010-06-02 钢铁研究总院 一种低铬低成本热作模具钢
US8137483B2 (en) * 2008-05-20 2012-03-20 Fedchun Vladimir A Method of making a low cost, high strength, high toughness, martensitic steel
JP2010085716A (ja) 2008-09-30 2010-04-15 Fujinon Corp レンズ組立体及び撮像装置
CN101775545B (zh) * 2009-01-14 2011-10-12 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
US10189099B2 (en) 2010-04-22 2019-01-29 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw Blade
CA2797111C (fr) 2010-04-22 2015-06-09 Milwaukee Electric Tool Corporation Lame de scie
JP5866820B2 (ja) * 2010-06-30 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
JP2012031511A (ja) * 2010-06-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
RU2458177C1 (ru) * 2010-12-03 2012-08-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Прокат полосовой из борсодержащей марганцовистой стали
RU2460823C1 (ru) * 2011-02-08 2012-09-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Динамически стойкая сталь и способ производства листов из нее
USD841417S1 (en) 2011-04-22 2019-02-26 Milwaukee Electric Tool Corporation Saw blade
CN102367558B (zh) * 2011-10-24 2016-05-04 山东双轮股份有限公司 一种泵用含硼低合金耐磨钢
CN102560272B (zh) * 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
CN103898420A (zh) * 2012-12-25 2014-07-02 隆英(金坛)特钢科技有限公司 耐磨钢板及其制造方法
CN103060715B (zh) 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
US9738334B2 (en) * 2013-05-07 2017-08-22 Arcelormittal Track shoe having increased service life useful in a track drive system
RU2532768C1 (ru) * 2013-07-23 2014-11-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ призводства проката из низколегированной толстолистовой стали
SI2789699T1 (sl) 2013-08-30 2017-06-30 Rautaruukki Oyj Utrjeni vroče valjani jekleni proizvod in metoda za proizvodnjo le-tega
CN103614645A (zh) * 2013-10-24 2014-03-05 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种防冷脆性泵车用合金钢材料及其制备方法
CN103627967A (zh) * 2013-11-12 2014-03-12 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种泵壳用耐磨合金钢材料及其制备方法
CN103628001A (zh) * 2013-11-12 2014-03-12 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种耐腐蚀泵阀用合金钢材料及其制备方法
CN103898421B (zh) * 2013-11-15 2016-04-06 东南大学 一种破碎机锤头的制造方法
AT515157B1 (de) * 2013-11-21 2016-12-15 Böhler Edelstahl GmbH & Co KG Verfahren zur Herstellung von Kunststoffformen aus martensitischem Chromstahl und Kunststoffform
CN103757552B (zh) * 2013-12-17 2016-01-20 界首市华盛塑料机械有限公司 一种切削工具用合金钢材料及其制备方法
RU2546262C1 (ru) * 2014-01-09 2015-04-10 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Износостойкая сталь и изделие, выполненное из нее
RU2544981C1 (ru) * 2014-03-06 2015-03-20 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Среднеуглеродистая автоматная сталь
CN104073741A (zh) * 2014-05-09 2014-10-01 铜陵市明诚铸造有限责任公司 一种耐高温变形的合金钢材料及其制备方法
RU2557860C1 (ru) * 2014-09-15 2015-07-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромомарганцевомолибденовая сталь
CN104313506A (zh) * 2014-10-20 2015-01-28 熊荣鑫 一种无火花铁合金
CN104357758B (zh) * 2014-12-08 2016-03-30 钢铁研究总院 一种超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN104451436A (zh) * 2014-12-08 2015-03-25 钢铁研究总院 贝氏体-马氏体-奥氏体复相耐磨钢板及制造方法
CN104561834A (zh) * 2014-12-26 2015-04-29 济源市金诚科技有限公司 硬质合金钢及其制备方法
RU2593810C1 (ru) * 2015-03-04 2016-08-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной листовой стали
CN104651735B (zh) * 2015-03-06 2017-01-18 武汉钢铁(集团)公司 一种韧性大于50J/cm2的低合金耐磨钢及生产方法
JP6515301B2 (ja) 2015-10-19 2019-05-22 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼材および鋼部品
CN105220075B (zh) * 2015-11-02 2017-05-24 大冶有色机电设备修造有限公司 一种采用轧制工艺来生产球磨机衬板的方法
CN105648310B (zh) * 2016-03-30 2017-09-29 河北钢铁股份有限公司承德分公司 一种含钒热轧防弹钢卷及其生产方法
CN109072368B (zh) * 2016-04-19 2020-11-17 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN108884531B (zh) * 2016-04-19 2020-06-19 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN105903764A (zh) * 2016-04-22 2016-08-31 柳州凯通新材料科技有限公司 复合耐磨钢板的轧制工艺
RU2625861C1 (ru) * 2016-05-23 2017-07-19 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листовой стали с высокой износостойкостью
KR102250916B1 (ko) 2017-03-13 2021-05-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
WO2018213371A1 (fr) 2017-05-16 2018-11-22 Milwaukee Electric Tool Corporation Lame de scie
CN107385354B (zh) * 2017-08-02 2019-02-12 合肥安力电力工程有限公司 一种电工钳用高硬度耐磨抗氧化钢
CN107916360A (zh) * 2017-11-14 2018-04-17 郑媛媛 一种高强度耐磨安全阀的生产工艺
CN107829033B (zh) * 2017-11-23 2019-10-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含v高耐磨刹车鼓用热连轧合金钢板及其生产方法
RU2674797C1 (ru) * 2018-06-07 2018-12-13 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства высокопрочного хладостойкого листового проката из низколегированной стали
CN108893680A (zh) * 2018-06-26 2018-11-27 澳洋集团有限公司 一种低合金耐磨钢及其制备方法
CN113122771B (zh) * 2019-12-31 2022-01-14 中内凯思汽车新动力系统有限公司 一种高性能摩擦焊接钢质活塞及其制备方法
CN115141985B (zh) * 2021-03-31 2023-05-09 宝山钢铁股份有限公司 一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法
CN113458175A (zh) * 2021-06-21 2021-10-01 周传盛 一种弹簧钢的加工方法
CN114107823A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法
CN119177403B (zh) * 2024-10-29 2025-07-25 河北恩泉紧固件制造有限公司 一种高强度螺栓

Family Cites Families (10)

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

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DE60318478D1 (de) 2008-02-14
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