JPH08239738A - 延性の高い鋼と、その製造方法と、その利用 - Google Patents
延性の高い鋼と、その製造方法と、その利用Info
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- JPH08239738A JPH08239738A JP8037402A JP3740296A JPH08239738A JP H08239738 A JPH08239738 A JP H08239738A JP 8037402 A JP8037402 A JP 8037402A JP 3740296 A JP3740296 A JP 3740296A JP H08239738 A JPH08239738 A JP H08239738A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張り強度が高く、優れた延性を有し、溶接
性を有する厚さが8mm以上の工業的に製造可能な鋼。 【解決手段】 重量比率で0.15%≦C ≦ 0.35 %、0%
≦Si≦3%、0%≦Al≦3%、 0.1%≦Mn≦ 4.5%、0
%≦Ni≦9%、0%≦Cr≦6%、0%≦Mo+W/2≦3
%、0%≦V ≦ 0.5%、0%≦Nb≦ 0.5%、0%≦Zr≦
0.5%、N ≦ 0.3%の化学組成を有し、必要に応じてさ
らに0.0005〜0.005 %のホウ素と、0.005 〜0.1 %のチ
タニウムと、 0.2%以下のCa、Se、Te、BiおよびPbの中
から選択される少なくとも1種の元素とを含み、残部は
鉄と製錬に起因する不純物であり、上記化学組成は下記
の関係をさらに満足する鋼:1%≦Si+Al≦3%、 4.6
× (%C)+ 1.5×(%Mn)+0.54× (%Ni)+0.66×
(%Mo+%W/2)+ 0.5×(%Cr)+K≧ 3.8〔ここで、
K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホ
ウ素を含有しないとき) 〕。
性を有する厚さが8mm以上の工業的に製造可能な鋼。 【解決手段】 重量比率で0.15%≦C ≦ 0.35 %、0%
≦Si≦3%、0%≦Al≦3%、 0.1%≦Mn≦ 4.5%、0
%≦Ni≦9%、0%≦Cr≦6%、0%≦Mo+W/2≦3
%、0%≦V ≦ 0.5%、0%≦Nb≦ 0.5%、0%≦Zr≦
0.5%、N ≦ 0.3%の化学組成を有し、必要に応じてさ
らに0.0005〜0.005 %のホウ素と、0.005 〜0.1 %のチ
タニウムと、 0.2%以下のCa、Se、Te、BiおよびPbの中
から選択される少なくとも1種の元素とを含み、残部は
鉄と製錬に起因する不純物であり、上記化学組成は下記
の関係をさらに満足する鋼:1%≦Si+Al≦3%、 4.6
× (%C)+ 1.5×(%Mn)+0.54× (%Ni)+0.66×
(%Mo+%W/2)+ 0.5×(%Cr)+K≧ 3.8〔ここで、
K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホ
ウ素を含有しないとき) 〕。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は引張強度が高く、延
性に優れた溶接可能な鋼に関するものである。
性に優れた溶接可能な鋼に関するものである。
【0002】
【従来の技術】耐磨耗性や耐局所衝撃性等の性能が要求
される装置を製造する場合には、マルテンサイトまたは
マルテンサイトベイナイト系組織を有する機械強度が高
い(引張り強度が 1,200 MPa以上) 焼入れ焼戻し低合金
鋼からなる厚さが8mm以上の鋼板が用いられている。こ
の鋼板で作られた装置は鋼の引張り強度が高いほど耐久
性が良くなるが、逆に破壊エネルギーも高くなる。この
破壊エネルギーは鋼の延性が高くなるにつれて大きくな
る。延性は引張り試験でのネッキング直前の伸びで求め
られる (均一伸び) 。一般に鋼板は溶接されるので、溶
接性を有していなければならない。マルテンサイトまた
はマルテンサイト−ベイナイト系の組織構造を有する焼
入れ焼戻し低合金鋼は引張り強度が高く、十分な溶接性
を有しているが、延性が極めて低いという欠点がある。
すなわち、引張り強度が 1,200 MPaを越えると、均一伸
びが5%以下に低下する。
される装置を製造する場合には、マルテンサイトまたは
マルテンサイトベイナイト系組織を有する機械強度が高
い(引張り強度が 1,200 MPa以上) 焼入れ焼戻し低合金
鋼からなる厚さが8mm以上の鋼板が用いられている。こ
の鋼板で作られた装置は鋼の引張り強度が高いほど耐久
性が良くなるが、逆に破壊エネルギーも高くなる。この
破壊エネルギーは鋼の延性が高くなるにつれて大きくな
る。延性は引張り試験でのネッキング直前の伸びで求め
られる (均一伸び) 。一般に鋼板は溶接されるので、溶
接性を有していなければならない。マルテンサイトまた
はマルテンサイト−ベイナイト系の組織構造を有する焼
入れ焼戻し低合金鋼は引張り強度が高く、十分な溶接性
を有しているが、延性が極めて低いという欠点がある。
すなわち、引張り強度が 1,200 MPaを越えると、均一伸
びが5%以下に低下する。
【0003】高い引張り強度と優れた伸びとを両立させ
る鋼としては、珪素を 0.5〜3 %含み、オーステナイト
化またはインタークリティカル(traitment inter-criti
que)処理後に段階的焼入れ処理を行うものが提案されて
いるが、この鋼およびその熱処理には欠点がある。すな
わち、この鋼には溶接性がないか、引張り強度を充分高
くすることができないため、全特性を望ましいものとす
るためには鋼板の厚さを実質的に8mm以下に薄くする必
要がある。
る鋼としては、珪素を 0.5〜3 %含み、オーステナイト
化またはインタークリティカル(traitment inter-criti
que)処理後に段階的焼入れ処理を行うものが提案されて
いるが、この鋼およびその熱処理には欠点がある。すな
わち、この鋼には溶接性がないか、引張り強度を充分高
くすることができないため、全特性を望ましいものとす
るためには鋼板の厚さを実質的に8mm以下に薄くする必
要がある。
【0004】段階的焼入れ処理は、50℃/秒以上の冷却
速度で保持温度まで冷却し、この温度で等温保持し、最
後に室温まで冷却する方法で、薄い鋼板や小さいエンジ
ニアリング部品にはよく適している。しかし、厚い鋼
板、特に寸法の大きいものには全く不向きである。50℃
/秒以上の冷却速度で冷却することは鋼板の厚さが増す
ほど困難になり (これは伝熱の法則から明らかであり)
、鋼板の厚さが 15 mmを越えるともはや不可能であ
る。また、急冷−等温保持操作は一般に例えば塩浴を用
いて行われるが、この操作は小さなエンジニアリング部
品や熱間圧延機から出たコイル状の薄いストリップ等は
適していても、この操作を寸法の大きい厚い鋼板で行う
のは大変困難であり、コストが高くなる。
速度で保持温度まで冷却し、この温度で等温保持し、最
後に室温まで冷却する方法で、薄い鋼板や小さいエンジ
ニアリング部品にはよく適している。しかし、厚い鋼
板、特に寸法の大きいものには全く不向きである。50℃
/秒以上の冷却速度で冷却することは鋼板の厚さが増す
ほど困難になり (これは伝熱の法則から明らかであり)
、鋼板の厚さが 15 mmを越えるともはや不可能であ
る。また、急冷−等温保持操作は一般に例えば塩浴を用
いて行われるが、この操作は小さなエンジニアリング部
品や熱間圧延機から出たコイル状の薄いストリップ等は
適していても、この操作を寸法の大きい厚い鋼板で行う
のは大変困難であり、コストが高くなる。
【0005】インタークリティカル処理は降伏応力の極
めて高い鋼板の製造には不適当である。すなわち、この
処理では鋼をオーステナイト化開始温度と完全オーステ
ナイト化温度との中間の温度まで昇温させるが、焼入れ
し後にこの処理をすると、焼入れ組織と極めて柔かいフ
ェライト組織との混合物からなる混合組織になってしま
い、極端に柔かいフェライトの存在によって引張り強度
が大幅に低下する。
めて高い鋼板の製造には不適当である。すなわち、この
処理では鋼をオーステナイト化開始温度と完全オーステ
ナイト化温度との中間の温度まで昇温させるが、焼入れ
し後にこの処理をすると、焼入れ組織と極めて柔かいフ
ェライト組織との混合物からなる混合組織になってしま
い、極端に柔かいフェライトの存在によって引張り強度
が大幅に低下する。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は上記問
題点を解決し、引張り強度が 1.200 MPa以上で、延性に
優れ、均一延びが5%以上である、厚さが8mm以上の溶
接可能な鋼板を工業的方法で製造するための溶接可能鋼
を提供することにある。
題点を解決し、引張り強度が 1.200 MPa以上で、延性に
優れ、均一延びが5%以上である、厚さが8mm以上の溶
接可能な鋼板を工業的方法で製造するための溶接可能鋼
を提供することにある。
【0007】
【0008】
【発明の実施の形態】本発明の一実施例では、化学組成
が 0.005%≦Ti≦0.1 % 0.01 %≦Al≦0.5 % 0.003%≦N ≦0.02% であり、固体状態で、顕微鏡写真の断面図で1mm2 の面
積内で数えた粒径が 0.1μm 以上の窒化チタン析出物の
数は、窒化物として析出したチタンの総重量%の1000分
の4倍 (milliemes de %) 以下である。
が 0.005%≦Ti≦0.1 % 0.01 %≦Al≦0.5 % 0.003%≦N ≦0.02% であり、固体状態で、顕微鏡写真の断面図で1mm2 の面
積内で数えた粒径が 0.1μm 以上の窒化チタン析出物の
数は、窒化物として析出したチタンの総重量%の1000分
の4倍 (milliemes de %) 以下である。
【0009】本発明の鋼はクロムを 0.5〜3%、マンガ
ンを2%以下、モリブデン含有量+タングステン含有量
の1/2 を 0.1〜2%含有するのが好ましい。珪素とアル
ミニウムの合計量は 1.5〜2.5 %であり、炭素含有量は
0.2〜0.3%であるのだ好ましい。
ンを2%以下、モリブデン含有量+タングステン含有量
の1/2 を 0.1〜2%含有するのが好ましい。珪素とアル
ミニウムの合計量は 1.5〜2.5 %であり、炭素含有量は
0.2〜0.3%であるのだ好ましい。
【0010】本発明鋼は、重量比率で下記: 0.20 %≦C ≦ 0.24 % 0 %≦Si≦ 2.5% 0 %≦Al≦ 2.5% 1.2 %≦Mn≦ 1.7% 1.5 %≦Ni≦ 2.5% 0.5 %≦Cr≦ 1.5% 0.1 %≦Mo+W/2 ≦ 0.5% の化学組成を有し、この化学組成はさらに下記関係を満
足するのが好ましい: 1.5%≦Si+Al≦ 2.5% 4.6×(%C)+ 1.05 ×(%Mn)+0.54×(%Ni)+0.6
6×(%Mo+%W/2)+0.5 ×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕
足するのが好ましい: 1.5%≦Si+Al≦ 2.5% 4.6×(%C)+ 1.05 ×(%Mn)+0.54×(%Ni)+0.6
6×(%Mo+%W/2)+0.5 ×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕
【0011】本発明はさらに延性に優れた耐久性の大き
な鋼製品の製造方法を提供する。本発明方法は、本発明
の鋼を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、
半完成製品を熱間塑性変形して鋼製品とし、この鋼製品
を Ac3℃以上に加熱してオーステナイト化し、オーステ
ナイト化温度〜(Ms +150)℃の間の温度では冷却速度を
0.3℃/秒以上にし、(Ms +150)℃〜 (Ms−50) ℃の間
の滞留時間は5〜90分とし、室温までの冷却速度を 0.0
2 ℃/秒以上にする点に特徴がある。
な鋼製品の製造方法を提供する。本発明方法は、本発明
の鋼を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、
半完成製品を熱間塑性変形して鋼製品とし、この鋼製品
を Ac3℃以上に加熱してオーステナイト化し、オーステ
ナイト化温度〜(Ms +150)℃の間の温度では冷却速度を
0.3℃/秒以上にし、(Ms +150)℃〜 (Ms−50) ℃の間
の滞留時間は5〜90分とし、室温までの冷却速度を 0.0
2 ℃/秒以上にする点に特徴がある。
【0012】本発明方法の別の実施例では、本発明の鋼
を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、この
半完成製品を 1,300℃以下の温度に加熱し、熱間塑性変
形して鋼製品とし、熱間塑性変形の最終温度を Ac3℃以
上とし、オーステナイト化温度〜(Ms +150)℃の間の温
度では冷却速度が 0.3℃/秒以上となり、(Ms +150)℃
〜 (Ms−50) ℃の間の滞留時間は5〜90分となり、室温
までの冷却速度は 0.02 ℃/秒以上となるように、室温
まで冷却する。いずれの方法でも、製品の室温までの冷
却は空冷で行うことができる。
を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、この
半完成製品を 1,300℃以下の温度に加熱し、熱間塑性変
形して鋼製品とし、熱間塑性変形の最終温度を Ac3℃以
上とし、オーステナイト化温度〜(Ms +150)℃の間の温
度では冷却速度が 0.3℃/秒以上となり、(Ms +150)℃
〜 (Ms−50) ℃の間の滞留時間は5〜90分となり、室温
までの冷却速度は 0.02 ℃/秒以上となるように、室温
まで冷却する。いずれの方法でも、製品の室温までの冷
却は空冷で行うことができる。
【0013】本発明はさらに、引張り強度が 1.200 MPa
以上で、均一伸びで測定される延性が5%以上である、
本発明方法で得られた厚さが8mm以上の厚い鋼製品に関
するものである。この鋼製品の組織の残留オーステナイ
ト含有率は5〜30%、好ましくは10〜20%であるのが好
ましい。鋼がチタニウムを含む場合にはその組織の30%
以上はベイナイトであるのが好ましい。
以上で、均一伸びで測定される延性が5%以上である、
本発明方法で得られた厚さが8mm以上の厚い鋼製品に関
するものである。この鋼製品の組織の残留オーステナイ
ト含有率は5〜30%、好ましくは10〜20%であるのが好
ましい。鋼がチタニウムを含む場合にはその組織の30%
以上はベイナイトであるのが好ましい。
【0014】本発明の鋼製品は耐磨耗性が要求される採
鉱装置や採石装置の製造または金属構造物や鋳造品の製
造に特に適している。以下、本発明を詳細に説明する
が、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
鉱装置や採石装置の製造または金属構造物や鋳造品の製
造に特に適している。以下、本発明を詳細に説明する
が、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【0015】本発明の鋼は低合金または中合金組織の鋼
で、この鋼は適当な熱処理によってベイナイトおよび/
またはマルテンサイトと、炭素含有量の高い5〜30%、
好ましくは10〜20%のオーステナイトとで構成される混
合組織が得られる。発明者達は、この組織では例え低い
炭素含有量 (そうすることによって高い溶接性が得られ
る) でも焼入れ性(trempabilite)を良くする合金元素を
充分に含有していれば、極めて高い引張り強度と優れた
延性とを両立させ得るということを確認した。延性が大
きくなるのは鋼を塑性変形した時にオーステナイトがマ
ルテンサイトへ転移する不安定性が増すためである。ま
た、塑性変形で起きるオーステナイトからマルテンサイ
トへの転移で加工硬化(ecrouussage) 係数が変わり、そ
の結果引張り試験で測定される均一伸びが大きくなる。
この効果を大きくするには、組織のオーステナイト含有
率を5%以上、好ましくは10%以上に大きくする必要が
あるが、降伏限界を著しく下げないためにはこの含有率
は30%以下、好ましくは20%以下に維持しなければなら
ない。
で、この鋼は適当な熱処理によってベイナイトおよび/
またはマルテンサイトと、炭素含有量の高い5〜30%、
好ましくは10〜20%のオーステナイトとで構成される混
合組織が得られる。発明者達は、この組織では例え低い
炭素含有量 (そうすることによって高い溶接性が得られ
る) でも焼入れ性(trempabilite)を良くする合金元素を
充分に含有していれば、極めて高い引張り強度と優れた
延性とを両立させ得るということを確認した。延性が大
きくなるのは鋼を塑性変形した時にオーステナイトがマ
ルテンサイトへ転移する不安定性が増すためである。ま
た、塑性変形で起きるオーステナイトからマルテンサイ
トへの転移で加工硬化(ecrouussage) 係数が変わり、そ
の結果引張り試験で測定される均一伸びが大きくなる。
この効果を大きくするには、組織のオーステナイト含有
率を5%以上、好ましくは10%以上に大きくする必要が
あるが、降伏限界を著しく下げないためにはこの含有率
は30%以下、好ましくは20%以下に維持しなければなら
ない。
【0016】引張り強度を 1.200 MPa以上にするには、
鋼は炭素を 0.15 %以上、好ましくは 0.2%以上含む必
要があるが、溶接性が損なわれないようにするために炭
素含有量は 0.35 %以下、好ましくは 0.3%以下に維持
しなければならない。予想ささる用途での最適炭素含有
量は 0.2〜0.24%である。
鋼は炭素を 0.15 %以上、好ましくは 0.2%以上含む必
要があるが、溶接性が損なわれないようにするために炭
素含有量は 0.35 %以下、好ましくは 0.3%以下に維持
しなければならない。予想ささる用途での最適炭素含有
量は 0.2〜0.24%である。
【0017】熱処理中のオーステナイトの炭素含有量増
大させるためには、鋼は珪素またはアルミニウムの中か
ら選択される少なくとも1つの元素を含む必要がある。
珪素とアルミニウムとの合計は1%以上、好ましくは
1.5以上にする必要がある。しかし、製錬を困難にしな
いためにこの合計は3%以下、好ましくは 2.5%以下に
維持しなければならない。従って、アルミニウムと珪素
の各含有量は0〜3%である。
大させるためには、鋼は珪素またはアルミニウムの中か
ら選択される少なくとも1つの元素を含む必要がある。
珪素とアルミニウムとの合計は1%以上、好ましくは
1.5以上にする必要がある。しかし、製錬を困難にしな
いためにこの合計は3%以下、好ましくは 2.5%以下に
維持しなければならない。従って、アルミニウムと珪素
の各含有量は0〜3%である。
【0018】所望特性を有する鋼、特に8mm以上の厚さ
の鋼板を満足できる条件で製造するためには、鋼の焼入
れ性が十分で、適当な熱処理でオーステナイトと低含有
率のベイナイトまたはマルテンサイトとから成る組織を
得ることができ、しかも、フェライト粒子もフェライト
−パーライト粒子も含んではならない。そのためには鋼
はマンガン、ニッケル、クロム、モリブデン、タングス
テンまたはホウ素の中から選択される少なくとも1つの
元素を含む必要があり、その化学組成は下記の関係式を
満たす必要がある: 4.6 ×(%C)+ 1.05 ×(%Mn)+0.54×(%Ni)+0.
66×(%Mo+%W/2)+0.5 ×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕
の鋼板を満足できる条件で製造するためには、鋼の焼入
れ性が十分で、適当な熱処理でオーステナイトと低含有
率のベイナイトまたはマルテンサイトとから成る組織を
得ることができ、しかも、フェライト粒子もフェライト
−パーライト粒子も含んではならない。そのためには鋼
はマンガン、ニッケル、クロム、モリブデン、タングス
テンまたはホウ素の中から選択される少なくとも1つの
元素を含む必要があり、その化学組成は下記の関係式を
満たす必要がある: 4.6 ×(%C)+ 1.05 ×(%Mn)+0.54×(%Ni)+0.
66×(%Mo+%W/2)+0.5 ×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕
【0019】マンガンは焼入れ性を大きく高めるもので
あり、また、高温での延性を高くするためには 0.1%以
上含まなければならない。しかし、オーステナイトを過
度に安定化させないためには 4.5%以下、好ましくは2
%以下に維持しなければならない。マンガン含有量は
1.2〜1.7 %が好ましい。ニッケルは必須ではないが、
焼入れ性を増大させ、溶接性と低温靱性を良くする。し
かしこの元素は高価であり、含有量を高くし過ぎるとオ
ーステナイトが過度に安定化するので、9%以下に維持
しなければならない。ニッケルの含有量は1.5 〜2.5 %
が好ましい。
あり、また、高温での延性を高くするためには 0.1%以
上含まなければならない。しかし、オーステナイトを過
度に安定化させないためには 4.5%以下、好ましくは2
%以下に維持しなければならない。マンガン含有量は
1.2〜1.7 %が好ましい。ニッケルは必須ではないが、
焼入れ性を増大させ、溶接性と低温靱性を良くする。し
かしこの元素は高価であり、含有量を高くし過ぎるとオ
ーステナイトが過度に安定化するので、9%以下に維持
しなければならない。ニッケルの含有量は1.5 〜2.5 %
が好ましい。
【0020】クロム、モリブデンおよびタングステンも
必須ではないが、これらの元素は焼入れ性を高め、特に
硬化性(durxissants) に優れたカーバイドが形成でき
る。クロムは6%を越えると本発明鋼に顕著な効果を示
さない。従って、最大含有量はこの値に制限される。ク
ロムの含有量は 0.5%以上かつ3%以下、好ましくは1.
5 %以下であるのが好ましい。
必須ではないが、これらの元素は焼入れ性を高め、特に
硬化性(durxissants) に優れたカーバイドが形成でき
る。クロムは6%を越えると本発明鋼に顕著な効果を示
さない。従って、最大含有量はこの値に制限される。ク
ロムの含有量は 0.5%以上かつ3%以下、好ましくは1.
5 %以下であるのが好ましい。
【0021】タングステンの効果は常にモリブデン含有
量の半分が有する効果に対応する。従って、これら2つ
の元素の場合には、モリブデン含有量とタングステン含
有量の半分との合計量を考慮する。この量が3%を越え
ると、本発明鋼に顕著な効果は得られないので、最大含
有量はこの値に制限される。これら2つの元素は必須で
はないが、モリブデン含有量とタングステン含有量の1/
2 との合計量は 0.1%以上にするのが好ましい。モリブ
デン含有量とタングステン含有量の1/2 との合計量は2
%以下、好ましくは 0.5%以下にするのが好ましい。
量の半分が有する効果に対応する。従って、これら2つ
の元素の場合には、モリブデン含有量とタングステン含
有量の半分との合計量を考慮する。この量が3%を越え
ると、本発明鋼に顕著な効果は得られないので、最大含
有量はこの値に制限される。これら2つの元素は必須で
はないが、モリブデン含有量とタングステン含有量の1/
2 との合計量は 0.1%以上にするのが好ましい。モリブ
デン含有量とタングステン含有量の1/2 との合計量は2
%以下、好ましくは 0.5%以下にするのが好ましい。
【0022】鋼の他の特性を変えずに焼入れ化性を増大
させるには、0.0005〜0.005 %のホウ素を添加すること
ができる。しかし、ホウ素は必須ではない。硬度をわず
かに上げるために、バナジウム、ニオビウムおよびジル
コニウムの中から選択される少なくとも1つの元素を添
加することもできる。これらの元素の各含有量は0〜0.
5 %である。鋼は通常 0.2%以下の窒素を含んでいる
が、溶接性を損わずに硬化性をさらに追加するには、こ
の元素を 0.3%まで増やすのが好ましい。
させるには、0.0005〜0.005 %のホウ素を添加すること
ができる。しかし、ホウ素は必須ではない。硬度をわず
かに上げるために、バナジウム、ニオビウムおよびジル
コニウムの中から選択される少なくとも1つの元素を添
加することもできる。これらの元素の各含有量は0〜0.
5 %である。鋼は通常 0.2%以下の窒素を含んでいる
が、溶接性を損わずに硬化性をさらに追加するには、こ
の元素を 0.3%まで増やすのが好ましい。
【0023】鋼の組織がベイナイトを30以上含む場合
には、チタニウムを 0.005〜0.1 %添加して鋼の強靱性
を高くすることができる。この添加を効果的にするに
は、鋼は 0.01 〜0.5 %のアルミニウムと、 0.003〜0.
02%の窒素とを含む必要がある。なお、液体鋼中の大き
な窒化チタニウムの析出を無くすためにはチタニウムの
鋼への添加は少しずつ行わなければならない。
には、チタニウムを 0.005〜0.1 %添加して鋼の強靱性
を高くすることができる。この添加を効果的にするに
は、鋼は 0.01 〜0.5 %のアルミニウムと、 0.003〜0.
02%の窒素とを含む必要がある。なお、液体鋼中の大き
な窒化チタニウムの析出を無くすためにはチタニウムの
鋼への添加は少しずつ行わなければならない。
【0024】そのためには、例えば脱酸されていない液
体鋼をスラグで覆い、スラグ中にチタニウムを添加し、
液体鋼中にアルミニウムを添加し、最後に不活性ガスを
用いて攪拌する。こうして得られる鋼は、固体状態で、
顕微鏡写真の断面図で1mm2の面積内で数えた 0.1μm
以上の粒径の窒化チタニウム析出物の数が、窒化チタニ
ウムとして析出したチタニウムの総重量%の 1000 分の
4倍以下になる。チタニウムがこの形で鋼中にあると、
組織は大幅に細かくなり、ベイナイト系が基礎組織とな
る。鋼組織が 30 %以上のベイナイトを含んでいると弾
性転移温度を少なくとも30℃低下でき、室温での靱性を
大きくすることができる。
体鋼をスラグで覆い、スラグ中にチタニウムを添加し、
液体鋼中にアルミニウムを添加し、最後に不活性ガスを
用いて攪拌する。こうして得られる鋼は、固体状態で、
顕微鏡写真の断面図で1mm2の面積内で数えた 0.1μm
以上の粒径の窒化チタニウム析出物の数が、窒化チタニ
ウムとして析出したチタニウムの総重量%の 1000 分の
4倍以下になる。チタニウムがこの形で鋼中にあると、
組織は大幅に細かくなり、ベイナイト系が基礎組織とな
る。鋼組織が 30 %以上のベイナイトを含んでいると弾
性転移温度を少なくとも30℃低下でき、室温での靱性を
大きくすることができる。
【0025】強靱性あるいは機械加工性を向上させるた
めには、カルシウム、セレニウム、テルリウム、ビスマ
スおよび鉛の中から選択される少なくとも1つの元素を
0.2%以下の含有量で添加することができる。鋼の残部
化学組成は鉄と製錬に起因する不純物である。
めには、カルシウム、セレニウム、テルリウム、ビスマ
スおよび鉛の中から選択される少なくとも1つの元素を
0.2%以下の含有量で添加することができる。鋼の残部
化学組成は鉄と製錬に起因する不純物である。
【0026】好しい実施例では、鋼は 0.2〜0.24%の炭
素と、1.5 〜2.5 %の珪素+アルミニウムと、 1.2〜1.
7 %のマンガンと、1.5 〜2.5 %のニッケルと、0.5 〜
1.5%のクロムと、0.1 〜0.5 %のモリブデンとを含
み、必要に応じてさらに0.0005〜0.005 %のホウ素と、
0.005 〜0.1 %のチタニウムを含んでいる。
素と、1.5 〜2.5 %の珪素+アルミニウムと、 1.2〜1.
7 %のマンガンと、1.5 〜2.5 %のニッケルと、0.5 〜
1.5%のクロムと、0.1 〜0.5 %のモリブデンとを含
み、必要に応じてさらに0.0005〜0.005 %のホウ素と、
0.005 〜0.1 %のチタニウムを含んでいる。
【0027】この鋼を用いると、引張り強度が 1.200 M
Pa以上で、均一伸びが5%以上である厚さが8mm以上の
鋼製品を製造することができる。このための本発明方法
では液体の鋼を作り、鋳造し、固体化して半完成品と
し、それを例えば圧延、鍛造等の熱間塑性変形で成形
し、下記で構成される熱処理を施す(なお、Msはマルテ
ンサイト転移開始温度): 1) 鋼の完全オーステナイト化温度Ac3 以上の温度でオ
ーステナイト化し、 2) オーステナイト化温度と (Ms+150 ℃) 、好ましく
は (Ms+100 ℃) との間のでは冷却速度が 0.3℃/秒以
上となり、(Ms +150 ℃) 、好ましくは (Ms+100 ℃)
から (Ms−50℃) 、好ましくは Ms までの滞留時間は5
〜90分、好ましくは15〜50分となるように、室温まで冷
却する 室温までの冷却はマルテンサイトが過度に柔化しないよ
うにするために、冷却速度を 0.2℃/秒以上にしなけれ
ばならない。
Pa以上で、均一伸びが5%以上である厚さが8mm以上の
鋼製品を製造することができる。このための本発明方法
では液体の鋼を作り、鋳造し、固体化して半完成品と
し、それを例えば圧延、鍛造等の熱間塑性変形で成形
し、下記で構成される熱処理を施す(なお、Msはマルテ
ンサイト転移開始温度): 1) 鋼の完全オーステナイト化温度Ac3 以上の温度でオ
ーステナイト化し、 2) オーステナイト化温度と (Ms+150 ℃) 、好ましく
は (Ms+100 ℃) との間のでは冷却速度が 0.3℃/秒以
上となり、(Ms +150 ℃) 、好ましくは (Ms+100 ℃)
から (Ms−50℃) 、好ましくは Ms までの滞留時間は5
〜90分、好ましくは15〜50分となるように、室温まで冷
却する 室温までの冷却はマルテンサイトが過度に柔化しないよ
うにするために、冷却速度を 0.2℃/秒以上にしなけれ
ばならない。
【0028】この熱処理によってわずかに柔化されたマ
ルテンサイトおよび/または少量のベイナイトと、炭素
を豊富に含んだ5〜30%の残留オーステナイトとから成
る組織が生じる。特に、 Ms 付近での転移を緩やかに行
うことによってオーステナイトの炭素含有量を大きくす
ることができる。従って、転移は長く行わなければなら
ないが、組織の柔化が過度になるほど長くしてはならな
い。
ルテンサイトおよび/または少量のベイナイトと、炭素
を豊富に含んだ5〜30%の残留オーステナイトとから成
る組織が生じる。特に、 Ms 付近での転移を緩やかに行
うことによってオーステナイトの炭素含有量を大きくす
ることができる。従って、転移は長く行わなければなら
ないが、組織の柔化が過度になるほど長くしてはならな
い。
【0029】熱処理は熱間塑性変形した後の高温下で
も、この成形の後でもよい。熱間塑性変形後の高温下に
熱処理を行う場合には、塑性変形の前に半完成品をAc3
以上で且つオーステナイト系粒子が粗くなり過ぎないよ
うに 1,300℃以下の温度に再加熱し、塑性変形(例えば
圧延)はフェライトーパーライト系転移が開始しないよ
うにAc3 以上の温度で終えるのが好ましい。
も、この成形の後でもよい。熱間塑性変形後の高温下に
熱処理を行う場合には、塑性変形の前に半完成品をAc3
以上で且つオーステナイト系粒子が粗くなり過ぎないよ
うに 1,300℃以下の温度に再加熱し、塑性変形(例えば
圧延)はフェライトーパーライト系転移が開始しないよ
うにAc3 以上の温度で終えるのが好ましい。
【0030】いずれにせよ、 Ms 付近までの温度への冷
却は例えば水噴霧で 0.3℃/秒以上の大きい冷却速度で
行うのが効果的である。 Ms 付近を緩やかに通過するに
は空冷することができ、そのまま空気中で放置して室温
まで冷却することができる。しかし、 Ms 付近での緩や
かな通過の後の室温までの冷却は組織が自己焼戻ししな
いようにするために水冷で行うのが好ましい。
却は例えば水噴霧で 0.3℃/秒以上の大きい冷却速度で
行うのが効果的である。 Ms 付近を緩やかに通過するに
は空冷することができ、そのまま空気中で放置して室温
まで冷却することができる。しかし、 Ms 付近での緩や
かな通過の後の室温までの冷却は組織が自己焼戻ししな
いようにするために水冷で行うのが好ましい。
【0031】鋼製品の寸法が大きい場合、特に製品が 3
0mm 以上の厚さを有する鋼板の場合には、 Ms 付近まで
の冷却、 Ms 付近の緩やかな通過および室温までの冷却
は空冷で直接行うことができる。厚さが 30 mm以下の薄
い鋼板の場合には何枚かを重ねて、厚いパケットにして
空冷処理することができる。熱間塑性変形で成形し、そ
れを室温まで戻した後で熱処理する場合には、製品をAc
3 以上の温度に加熱して完全オーステナイト化を行い、
次いで、製品が成形後の高温下にあるときの熱処理や、
通常の熱サイクルを行うのに適した任意の方法で冷却す
ることができる。
0mm 以上の厚さを有する鋼板の場合には、 Ms 付近まで
の冷却、 Ms 付近の緩やかな通過および室温までの冷却
は空冷で直接行うことができる。厚さが 30 mm以下の薄
い鋼板の場合には何枚かを重ねて、厚いパケットにして
空冷処理することができる。熱間塑性変形で成形し、そ
れを室温まで戻した後で熱処理する場合には、製品をAc
3 以上の温度に加熱して完全オーステナイト化を行い、
次いで、製品が成形後の高温下にあるときの熱処理や、
通常の熱サイクルを行うのに適した任意の方法で冷却す
ることができる。
【0032】
【実施例】実施例として、厚さ 20 mmの鋼板を本発明の
鋼A、鋼Cで製造し、従来法の鋼Bと比較した。各合金
の化学組成は重量%の1000倍で表して以下の通りであ
る: C Si Al Mn Ni Cr Mo B Ti A 215 2050 65 1430 2044 1020 210 2.7 0 B 252 395 67 1570 660 1615 207 2.9 0 C 219 1994 27 1447 2020 1008 203 2.6 23 鋼Cのチタニウムは本発明方法で入れた。
鋼A、鋼Cで製造し、従来法の鋼Bと比較した。各合金
の化学組成は重量%の1000倍で表して以下の通りであ
る: C Si Al Mn Ni Cr Mo B Ti A 215 2050 65 1430 2044 1020 210 2.7 0 B 252 395 67 1570 660 1615 207 2.9 0 C 219 1994 27 1447 2020 1008 203 2.6 23 鋼Cのチタニウムは本発明方法で入れた。
【0033】各鋼板の熱処理では、900 ℃で30分間のオ
ーステナイト化を行った後に以下の処理を行った: 1) 本発明の鋼Aの第1実施例では、2枚の重ねた鋼板
(全体では40mmの厚さ)を空冷した。 2) 本発明の鋼Aの第2実施例では、鋼板を 338℃ (Ms
+20℃)Cで20分間維持した後、室温まで空冷した。 3) 本発明の鋼Cの第1実施例では、2枚の重ねた鋼板
(全体では40mmの厚さ)を空冷した。 4) 従来法の鋼Bは鋼板を空冷した。 得られた機械特性は以下の通り:
ーステナイト化を行った後に以下の処理を行った: 1) 本発明の鋼Aの第1実施例では、2枚の重ねた鋼板
(全体では40mmの厚さ)を空冷した。 2) 本発明の鋼Aの第2実施例では、鋼板を 338℃ (Ms
+20℃)Cで20分間維持した後、室温まで空冷した。 3) 本発明の鋼Cの第1実施例では、2枚の重ねた鋼板
(全体では40mmの厚さ)を空冷した。 4) 従来法の鋼Bは鋼板を空冷した。 得られた機械特性は以下の通り:
【0034】 Rm Re 伸び Kcv オーステナイト Mpa Mpa 均一 全体 J/cm2 残留% A 本発明 1487 769 8.7% 16.5% 45 12 % A 本発明 1442 743 9.5% 17.7% 49 13 % B 従来例 1492 1045 3.2% 9.9% 61 3.5 % C 本発明 1483 775 8.9% 16.5% 74 12 %
【0035】さらに、本発明の鋼D、鋼Fと、比較のた
めの従来法の鋼E、鋼Gから厚さ20mmの鋼板を製造し
た。各鋼板の化学組成は重量%の1000倍で表して以下の
通り:
めの従来法の鋼E、鋼Gから厚さ20mmの鋼板を製造し
た。各鋼板の化学組成は重量%の1000倍で表して以下の
通り:
【0036】 C Si Al Mn Ni Cr Mo B D 303 880 1050 195 4110 559 175 0 E 357 380 27 1450 1546 685 223 0 F 152 928 954 1475 2536 1047 215 2.8 G 182 351 23 1492 254 1717 176 0 鋼D、鋼E、鋼Gから作った鋼板は900 ℃で 30 分間オ
ーステナイト化した後以下の熱処理をした:
ーステナイト化した後以下の熱処理をした:
【0037】1) 鋼Dに対しては厚さ20 mm に2枚重ね
た広範を空冷した。 2) 鋼E、鋼Gに対しては厚さ 20mm の1枚のシートを
空冷した。 鋼Fはチタニウムを本発明方法で入れて、厚さ 40mm の
鋼板とし、圧延後の高温状態で処理した。インゴットを
1200 ℃まで加熱した後に圧延した。圧延の最後の温度
は 950℃以上であった。圧延後、空冷した。得られた機
械的特性は以下の通り:
た広範を空冷した。 2) 鋼E、鋼Gに対しては厚さ 20mm の1枚のシートを
空冷した。 鋼Fはチタニウムを本発明方法で入れて、厚さ 40mm の
鋼板とし、圧延後の高温状態で処理した。インゴットを
1200 ℃まで加熱した後に圧延した。圧延の最後の温度
は 950℃以上であった。圧延後、空冷した。得られた機
械的特性は以下の通り:
【0038】 Rm Re 伸び Mpa Mpa 均一 全体 D 本発明 1945 997 5.8% 12.1% E 従来例 1930 1490 1.8% 7.4% F 本発明 1259 645 10.1% 18.1% G 従来例 1262 951 4.1% 11.9%
【0039】以上の実施例から本発明によって延性が大
きくなり、チタニウムによる強靱性の効果も向上するこ
とが分かる(実施例C)。また、引張り強度に代わりは
ないが、本発明の鋼は従来法の鋼に比べて均一伸びが
2.5倍以上になることが分かる。
きくなり、チタニウムによる強靱性の効果も向上するこ
とが分かる(実施例C)。また、引張り強度に代わりは
ないが、本発明の鋼は従来法の鋼に比べて均一伸びが
2.5倍以上になることが分かる。
【0040】鋼Aで作った鋼板については 104/ 秒の速
度で動的圧縮変形試験も行った。その結果、ひずみ硬化
(consolidation) は従来例と変化ないが、静的硬度(sta
tichardness)は従来法の 500Hbに対して本発明では 40
0HBにしかならないということが分かる。
度で動的圧縮変形試験も行った。その結果、ひずみ硬化
(consolidation) は従来例と変化ないが、静的硬度(sta
tichardness)は従来法の 500Hbに対して本発明では 40
0HBにしかならないということが分かる。
【0041】本発明の鋼は極めて高い機械的強度と、特
に優れた延性を有するので、下記製品の製造に特に適し
ている: 1) 鉱工業(特に採鉱、採石およびセメント加工業)や
土木工事で使用される例えば掘削、破砕、研磨、ふるい
分け、ショベル作業、地ならし作業または運搬作業装置
の歯、シート、刃、スクレーパー、板ふるい、ハンマー
等の耐磨耗性が要求される部品 2) 強い衝撃や集中的に大きなエネルギーの衝撃を受け
る鋼板 3) かなり大きな冷間鍛造が施されおよび/または使用
中の安全性が高度に要求され、Re/Rm比が低く、ネッキ
ング前の変形性が高いことが要求される例えば圧力容
器、金属フレームおよびクレーンジブ、一般的には冷間
または常温絞り加工や深絞り加工を受ける強靱な製品等
の金属構造物用の部品や金属板で作られた製品。 これらの製品の厚さは8mm以上である。
に優れた延性を有するので、下記製品の製造に特に適し
ている: 1) 鉱工業(特に採鉱、採石およびセメント加工業)や
土木工事で使用される例えば掘削、破砕、研磨、ふるい
分け、ショベル作業、地ならし作業または運搬作業装置
の歯、シート、刃、スクレーパー、板ふるい、ハンマー
等の耐磨耗性が要求される部品 2) 強い衝撃や集中的に大きなエネルギーの衝撃を受け
る鋼板 3) かなり大きな冷間鍛造が施されおよび/または使用
中の安全性が高度に要求され、Re/Rm比が低く、ネッキ
ング前の変形性が高いことが要求される例えば圧力容
器、金属フレームおよびクレーンジブ、一般的には冷間
または常温絞り加工や深絞り加工を受ける強靱な製品等
の金属構造物用の部品や金属板で作られた製品。 これらの製品の厚さは8mm以上である。
Claims (13)
- 【請求項1】 重量比率で下記: 0.15%≦C ≦ 0.35 % 0%≦Si≦3% 0%≦Al≦3% 0.1%≦Mn≦ 4.5% 0%≦Ni≦9% 0%≦Cr≦6% 0%≦Mo+W/2≦3% 0%≦V ≦ 0.5% 0%≦Nb≦ 0.5% 0%≦Zr≦ 0.5% N ≦ 0.3% の化学組成を有し、必要に応じてさらに、0.0005〜0.00
5 %のホウ素と、0.005〜0.1 %のチタニウムと、 0.2
%以下のCa、Se、Te、BiおよびPbの中から選択される少
なくとも1種の元素とを含み、残部は鉄と製錬に起因す
る不純物であり、上記化学組成は下記の関係をさらに満
足することを特徴とする鋼: 1%≦Si+Al≦3% 4.6× (%C)+ 1.5×(%Mn)+0.54× (%Ni)+0.66
×(%Mo+%W/2)+ 0.5×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕 - 【請求項2】 0.005 %≦Ti≦0.1 % 0.01 %≦Al≦0.5 % 0.003%≦N ≦0.02% で且つ固体状態で顕微鏡写真の断面図で1mm2 の面積内
で数えた粒径が 0.1μm以上の窒化チタン析出物の数
が、窒化物として析出したチタンの総重量%の1000分の
4倍以下である請求項1に記載の鋼。 - 【請求項3】 0.5 %≦Cr≦3% 0.1 %≦Mo+W/2 ≦2% Mn≦2% である請求項1または請求項2に記載の鋼。
- 【請求項4】 1.5 %≦Si+Al≦ 2.5% である請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼。
- 【請求項5】 0.2 %≦C ≦ 0.3% である請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼。
- 【請求項6】 重量比率で下記: 0.20 %≦C ≦ 0.24 % 0 %≦Si≦ 2.5% 0 %≦Al≦ 2.5% 1.2 %≦Mn≦ 1.7% 1.5 %≦Ni≦ 2.5% 0.5 %≦Cr≦ 1.5% 0.1 %≦Mo+W/2 ≦ 0.5% の化学組成を有し、この化学組成はさらに下記関係を満
足することを特徴とする請求項1〜5のいずれか一項に
記載の鋼: 1.5%≦Si+Al≦ 2.5% 4.6×(%C)+ 1.05 ×(%Mn)+0.54×(%Ni)+0.6
6×(%Mo+%W/2)+0.5 ×(%Cr)+K≧ 3.8 〔ここで、 K=0.5 (鋼がホウ素を含有するとき) K=0 (鋼がホウ素を含有しないとき) 〕 - 【請求項7】 請求項1〜6のいずれか一項に記載の鋼
を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、半完
成製品を熱間塑性変形して鋼製品とし、この鋼製品を A
c3℃以上に加熱してオーステナイト化し、オーステナイ
ト化温度〜(Ms+150)℃の間の温度では冷却速度を 0.3
℃/秒以上にし、(Ms +150)℃〜 (Ms−50) ℃の間の滞
留時間は5〜90分とし、室温までの冷却速度を 0.02 ℃
/秒以上にすることを特徴とする延性に優れた耐久性の
大きな鋼製品の製造方法。 - 【請求項8】 請求項1〜6のいずれか一項に記載の鋼
を作り、その鋼を鋳造し、半製品として固化させ、この
半完成製品を 1,300℃以下の温度に加熱し、熱間塑性変
形して鋼製品とし、熱間塑性変形の最終温度を Ac3℃以
上とし、オーステナイト化温度〜(Ms +150) ℃の間の
温度では冷却速度が 0.3℃/秒以上となり、(Ms +150)
℃〜 (Ms−50) ℃の間の滞留時間は5〜90分となり、室
温までの冷却速度は 0.02 ℃/秒以上となるように、室
温まで冷却することを特徴とする延性に優れた耐久性の
大きな鋼製品の製造方法。 - 【請求項9】 オーステナイト化温度から室温までの冷
却を空冷で行う請求項7または請求項8に記載の方法。 - 【請求項10】 引張り強度が 1.200 MPa以上で、均一
伸びで測定した延性が5%以上である請求項7〜9いず
れか一項に記載の方法で得られる鋼製品。 - 【請求項11】 組織が 30 %以上のベイナイトを含む
請求項10に記載の鋼製品。 - 【請求項12】 厚さが8mm以上である請求項10または
11に記載の鋼製品。 - 【請求項13】 請求項1から6いずれか一項に記載の
鋼の、耐磨耗性が要求される鉱工業用設備または土木工
事用設備の製造または金属構造物または鋳物の製造への
利用。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR9501079 | 1995-01-31 | ||
FR9501079A FR2729974B1 (fr) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08239738A true JPH08239738A (ja) | 1996-09-17 |
Family
ID=9475663
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8037402A Abandoned JPH08239738A (ja) | 1995-01-31 | 1996-01-31 | 延性の高い鋼と、その製造方法と、その利用 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5695576A (ja) |
EP (1) | EP0725156B1 (ja) |
JP (1) | JPH08239738A (ja) |
DE (1) | DE69613868T2 (ja) |
FR (1) | FR2729974B1 (ja) |
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---|---|---|---|---|
KR101400578B1 (ko) * | 2012-09-27 | 2014-05-28 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 그 제조 방법 |
JP2018538440A (ja) * | 2015-11-16 | 2018-12-27 | ベントラー スティール / チューブ ゲーエムベーハー | 高エネルギー吸収能力を備えた合金鋼及び鋼管製品 |
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US6149862A (en) * | 1999-05-18 | 2000-11-21 | The Atri Group Ltd. | Iron-silicon alloy and alloy product, exhibiting improved resistance to hydrogen embrittlement and method of making the same |
DE19942641A1 (de) * | 1999-08-30 | 2001-03-22 | Mannesmann Ag | Verwendung einer Stahllegierung zur Herstellung hochfester nahtloser Stahlrohre |
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FR2838137A1 (fr) * | 2002-04-03 | 2003-10-10 | Usinor | Acier pour la fabrication de moules pour le moulage par injection de matieres plastiques ou pour la fabrication d'outils pour le travail des metaux |
FR2838138B1 (fr) * | 2002-04-03 | 2005-04-22 | Usinor | Acier pour la fabrication de moules d'injection de matiere plastique ou pour la fabrication de pieces pour le travail des metaux |
FR2847274B1 (fr) | 2002-11-19 | 2005-08-19 | Usinor | Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication |
FR2847270B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
FR2847273B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2005-08-19 | Usinor | Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication |
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