JPS59501868A - 耐摩耗鋼 - Google Patents
耐摩耗鋼Info
- Publication number
- JPS59501868A JPS59501868A JP50301283A JP50301283A JPS59501868A JP S59501868 A JPS59501868 A JP S59501868A JP 50301283 A JP50301283 A JP 50301283A JP 50301283 A JP50301283 A JP 50301283A JP S59501868 A JPS59501868 A JP S59501868A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- austenitic
- manganese steel
- manganese
- carbide
- carbon
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
耐摩耗鋼
本発明は、f4接性、可鋳性、耐摩耗性、高降伏強さ、耐重温性。
耐低温衝撃性および/あるいは耐食性の改善された一連の改良オーステナイト・
マンガン鋼に関する。
先丘艮玉
従来のオーステナイト・マンガン鋼は、えくりおよび摩耗に対する耐性が必要な
重用途に法尻に使用されている。前述の鋼の典型的な用途の例としては、ジョー
・クラッシャーのライナー・プレート、旋動コーン・クラッシャーのマントルお
よびボウル・ライナー、鉄棒ふるいの鉄棒、およびハンマー・ミル・インバクタ
ーがある。前述の鋼の通常の化学組成は。
炭素 1.0−1.4%
マンガン 10 −14%
鉄 残り部分
である(本明細書および請求の範囲に示す組成は全て重量百分率である)。
当然ながら、最高約2%までのクロムあるいはモリブデンおよびその他の元素を
微量だけ含む変種が幾つが存在する。鋳造の後に、鋼は1050°Cで溶体化処
理された後に水を用いて焼入れされ。
強靭な、比較的に軟らかいく約200)IV) Slとなり、この鋼は使用中に
表面および表面付近が550HV程度の硬さに達する特有の加工硬化性がある。
このように、従来のオーステナイト・マンガン鋼は1強靭な内部と、硬く、耐摩
耗性を備えた表面を持ち、その表面は、外部の層が摩耗媒体によって摩耗するに
つれて、使用中に連続的に形成される。
このような従来のオーステナイト・マンガン鋼には、幾つがの固有の特性があり
、それらはこれらの鋼の用途に厳しい制限を課するものである。このような特性
の例としては次のようなものがある。
a、 従来のオーステナイト・マンガン鋼に特有の靭性と高加工硬化能力を生み
出すのに必要な最終処理は、溶体化処理温度から急速に冷却する過程を含む。脆
化を起こす炭化物の形成を防止するには、焼入れ速度が最小臨界冷却速度を超え
る必要がある ので、焼入れ速度は重要である。この冷却速での必要が、効果的
に強靭にすることができる鋼の塊の最大両度を定める。
b、 従来のオーステナイト・マンガン鋼は、/8体化処理した状態においては
比較的に低い降伏強さを示し、使用中に加工硬化が起きる前に容易に塑性変形を
起こす。その結果、望ましくない寸法公差の喪失が起きる。
c、4切に靭性を与えた従来のオーステナイト・マンガン鋼は。
再加熱(例えば1通常の溶接作業による)の際に、脆化を起こす炭化物の形成に
よって容易に分解し、靭性を喪失し、耐摩耗性が低下する。
従来のマンガン鋼内のオーステナイト組織は準安定状態にあり。
350°Cを上回る温度においては分解して、添付図面の第1図のグラフに示さ
れるように幾つかの脆化相を形成する。第1図は、コレット (Collett
e) G、クルサード(Crussard) C,コーン(Kohn)A、プラ
トー(Plateau ) J、ポメイ (Pomey ) Gおよびワイ・ン
(Weisz ) M 、Rev de Met、、’ (1957) 、 5
4.433から引用した。
脆化相の存在が従来のオーステナイト・マンガン鋼の機械的特性に及ぼす影響を
添付図面の第2図のグラフに示すが、このグラフは、マンガン13%および炭素
1.2%の成分を持つ従来のオーステナイト・マンガン鋼にあてはまるものであ
る(奇弁(Imai) Yおよび斎藤(Saito ) T : Sci、 R
ep、 RITt!、 (1962) Al1.92から引用)。
従って、要約すると、従来のオーステナイト・マンガン鋼に熱を加えると、 5
litを著しく脆化し、その結果、使用中に突然破損する可能性がある。さらに
、鋼の耐摩耗性もかなり低下する。
英国特許明細書番号2007257Bは、鉄道の轍叉用のオーステナイト・マン
ガン鋼を開示しており7 この鋼は、炭素0.75〜0.9%。
ケイ素1%以下、マンガン12.5〜15%、およびモリブデン1.0〜1.8
%を含み、/8接可能である。この組成は、鋳物用のオーステナイト・マンガン
鋼の^STM A128等級E−1の仕様と非常に近いものである。これらの生
成物はそれぞれ基本的には、従来のマンガン鋼というよりは低炭素合金であり、
一般に、溶接の際等に起きる再加熱による脆化を受けにくいものとして知られて
いる。しかしながら、上記の特許明細書に示された試験結果に反して、炭素0.
8%を含むマンガン鋼の加工硬化能力(即ち、耐摩耗性)は。
炭素1.2%を含む従来のマンガン鋼よりも低い(ホワイト(Wbite )
D、 H,およびハニーコウム(lloneycombe ) R,W、 K、
。
r高純度鉄−マンガン−炭素合金の変形の際の組織の変化J −Journal
of the Iron and 5teel In5titute、Vol
、200+’ 457頁、 1962年)。
魅
研究の結果、オーステナイト組織はノ容体化処理からの冷却中に保持され、且つ
第1図において示されたオーステナイト マンカン鋼中の脆化相の形成は、1つ
以上の炭化物形成元素1例えは。
クロム、モリフデン、チタン、ニオブ、タングステンおよびバナジウムを充分な
量だけ添加することにより、350°Cを上回る加熱の際に実質的に回避出来る
可能性があることか判明した。
前記の英国特許に言及されたモリブデンは炭化物形成元素ではあるとはいえるが
、使用された量はオーステナイト組織の分解を実質的に阻止するに足るほどでは
なく、先に述べた従来のオーステナイト・マンガン鋼の厳しい限界を克服するも
のではない。本発明は、適量の炭化物形成元素を用いることによってこれらの制
限が実質的に解消するという認識に基づくものである。
このように1本発明はその一形態において、溶体化処理から冷却する際のオース
テナイトの保持を促進するためAこ、充分な量の炭化物形成元素を添加すること
を特徴とするオルステナイト・オンガン鋼である。
本発明は別の形態において、鋼を再加熱する際の、保持されたオーステナイトの
分解を抑制し且つオーステナイト・マトリックス内に脆化相が形成するのを抑制
するために充分な量の炭化物形成元素を添加することを特徴とするオーステナイ
ト・マンガン鋼である。
本発明はさらに別の形態において、不溶の初晶炭化物のオーステナイト・マトリ
ックス内での分散を起こすのに充分な量の炭化物形成元素を添加することを特徴
とするオーステナイト・マンガン鋼である。
本発明の種々の態様は、添付図面と共に下記の説明を参照することによってより
深く理解されると思われるが。
第3図は2合金組成が溶体化処理されて焼入れされたFe−Mn−C合金の組織
に及ぼす影響を示すグラフであり。
第4図は、オーステナイト・マンガン鋼、(at Fe−12,4Mn−1,2
8C(bl Fe−13,1Mn−0,83G および fcl Fe−5,6
Mn−1,220の恒温特性を示す3つのグラフであり。
第5A図は、 Fe−13Mn−4Mo−1,2Cの恒温変態を示すグラフであ
り。
第5B図は、 Fe−13Mn−4Mo−1,2Cの詩仙硬化特性を示すグラフ
であり、そして
第6図は、 Fe−13Mn−1,2CおよびFe−14Mn−5Cr−0,6
にをある温度範囲に渡って1時間はど恒温加熱した後に、20℃で尉定したシャ
ルピー衝撃値の変化を示す。
ヒ“且 に、ご′を ぼす 1
1、 冑−およびマンガンの、・
Fe−Mn−C合金の特性、耐摩耗性、靭性、可鋳性、溶接性、0℃を下回る温
度における耐衝撃性および常磁性は、実質的に全てのオーステナイト顕微鏡組織
を保持することによって最大限となる。
Fe−Mn−C系のオーステナイト相は、臨界範囲の合金組成を溶体化処理温度
から急速に冷却することによって保持される。臨界炭素およびマンガン組成範囲
は第3図に示す。 しかしなか。
ら、従来のマンガン鋼においては、この組成範囲の保持されるオーステナイトは
準安定状態にあり、高温の恒温加熱を行う際あるいは固熔限度線を上回る温度か
ら連続的にゆっくりと冷却する際には、容易に分解する。分解生成物はウィドマ
ンステッテン(Widmanstatten )セメンタイト、結晶粒界炭化物
およびパーライトであり、これらはマンガン鋼を脆化させ、耐摩耗性を低下させ
、常磁性を喪失させる。
準安定オーステナイトの恒温分解速度は、炭素およびマンガン含有量によって異
なる。第4図は、保持されたオーステナイトの分解は。
fcl マンガン含有量を増加させること。
山)炭素含有量を減少させること
によって抑制されることを示す。
マンガン25%の上限は、加工硬化能力(即ち、耐摩耗性)がこのレベルを超え
ると大幅に低下するので選択された。これに加えて、マンガン含有量がもっと高
いと引っ張り降伏強さが300 MPaを下回り1合金の融点は望ましくないほ
ど低い。
保持されるオーステナイトの炭素含有量は、二つの方法、即ち。
輸) 合金の全組成中の炭素を9例えば、1.2%から0.6%に低減すること
。
(i]) 強力な炭化物形成元素を1つ以上合金に導入してオーステナイトの溶
液から炭素を除去することのいずれか1つを用いて低減することができる。
2、炎上” (えば、クロム、モリブデン、バナジウム。
ングスーン、チ ニウムおよびニオブ)の−糎強力な炭化物形成元素をオーステ
ナイト・マンガン鋼に添加することによって得られる明確な利点が5つある。
2.1 不溶炭化物の形成は、オーステナイト相の溶液から炭素を除去し、高温
での再加熱の際に保持されたオーステナイトの分解を効果的に抑制する。種々の
強力な炭化物形成元素の溶液から炭素を除去する能力は。
(al 種々の炭化物のオーステナイト内での溶解度。
(bl 溶体化処理温度。
(C1不溶炭化物の化学量論、
(d+ 強力な炭化物形成元素の原子量によって異なる。
2.2 保持されたオーステナイト内りこ剖かく分散した不溶炭化物が存在する
ことには1物質の耐摩耗性と降伏強さが増加するという利点がある。この方法は
、オーステナイト マンガン鋼にときおり用いられる「分散硬化j法よりも低れ
ているが。
その理由は。
(al 不溶合金炭化物はセメンタイトよりも硬いこと。
fbl 二重熱処理手順が不用であること。
(C) 合金炭化物の容積の細分化の程度が高く、より均一な分散が得られるこ
と。
tdl 鋼の可鋳性に大きな変化を伴わずに、全合金炭素含有量を非常に高くす
ることができ、且つ耐摩耗性が高まること。
(el ?g体化処理をするとよりこまかな粒度がえられることである。
一例をあげると、溶体化処理を行い且つ1050℃から水で焼入れをした合金F
e−13Mn−5Ti−2,5Cは、オーステナイト・マトリックス中の非常に
硬い(3ooo HV )チタン炭化物から成る顕微鏡組織を持ち7その組成は
従来のオーステナイト・マンガン鋼の組成に似ている。
2.3 最高溶体化処理温度で強力炭化物形成元素を溶解することによって保持
されたオーステナイトを過飽和にすること器こは。
幾つかの追加的な利点がある。
(3)強力な炭化物形成元素はオーステナイトの安定化用元素であり、第3図に
示すより法尻な炭素およびマンガン範囲に渡って急速な冷却時にオーステナイト
相を効果的に保持する。
(bl 保持されたオーステナイトの脆化相への分解は9強力炭化物形成元素を
オーステナイト相に多く溶解することによって抑…11される。−例として、合
金Fら−131’In−4Mo−1,2C(第5A図)の恒温変態特性とFe−
13Mn−1,2C(第4A図)のそれとを比較されたい。
fc) −強力炭化物形成元素で過飽和状態になった保持されたオーステナイト
相は、非常乙こ細かい炭化物の析出によって、固/8限度線を下回る恒温て容易
うこ時効硬化する(第5B図)。このような組織は従来のオーステナイト・マン
ガン鋼よりも高い降伏強さを示す。
2.4 炭化物形成元素のクロムは、オーステナイト・マンガン鋼に非常に溶け
やすく、クロムを用いると耐食性が増加する。
クロムのレヘルが高いと、ステンレス鋼合金に似た性能が得られる。これに加え
て1最大10%のニッケルを加えると、高クロム・オーステナイト・マンガン鋼
の耐食性がさらに高まり、同時に、非常に靭性の高い、高強力、耐摩耗性の陽性
可能な合金が得られると思われる。
2.5 保持されたオーステナイトの硬さおよび降伏強さは、固溶体焼入れによ
って増加する。この効果は、下記の合金の全てがオーステナイトの組織の溶体化
処理硬さに対するクロム含有量の影響によって例示される。
iLi!JLt7L皮主」朕uと
Fe−10Mn−0,8C186
Fe−10Mn−0,8C−2Cr 215Fe−10Mn−0,13C−6C
r 239Fe−10Mn−0,8G−10Cr 2483、オーステ イ ・
マンガンiの・・ 糞改良されたオーステナイト・マンガン鋼の改善された溶接
性は、加えられる熱が衝撃物性に及ぼす影響を従来のオーステナイト・マンガン
鋼の場合と比較することによって示す。
改良された合金Fe−14Mn−5Cr−0,6Cを基準物質Fe−13Mn−
1,20との比較に用いた。
これらの物質の溶接に伴う加熱の悪影響は、約1時間に渡って約100°Cの間
隔で最高900℃まで恒温加熱することによって模擬された。熱処理された合金
は、脆化相の存在に感度が高いシャルピー衝撃試験に付された。試験結果を第6
図に示す。このデータは、従来のオーステナイト・マンガン鋼の再加熱の際に容
易に形成される脆化分解生成物は改良されたオーステナイト・マンガン鋼におい
ては抑制されるという金属組織学的所見を検証するものである。長期に渡って恒
温加熱された合金の追加的金属組織学検査によると、改良合金は繰り返して溶接
作業を行うのに適しており(例えば、/8接によるハードフェイシングの繰り返
し)脆化が起きない。
研究のために本発明の別の例が製造され選択されたが、その組成はマンガン17
%、クロム6%、炭素0.8%であった。この鋼は鋳造され、溶体化処理の後に
水で焼入れして作製された。
この鋼の分解特性は、幾つかの標本を550°Cに最大50時間に渡って加熱し
て計測した。熱時効した標本の金属組織学検査の結果1本発明の例に従って改良
されたオーステナイト・マンガン鋼においては、従来のオーステナイト・マンガ
ン鋼の甚だしい脆化を起こす変態反応生成物の発生が大幅に抑制されることが分
かった。
さらに、改良されたオーステナイト・マンガン鋼の耐摩耗性は3模擬高応力摩耗
試験機内で測定され、その結果によると。
従来のオーステナイト・マンガン鋼に伯た耐摩耗度であった。
本発明の例(Fe−17Mn−6Cr−0,8C)は、従来のオーステナイト・
マンガン鋼よりも優れている点を、下記のように示した。
a、/8体化処理温度から焼入れする際の例の鋼に必要な臨界冷却速度は、従来
のオーステナイト・マンガン鋼よりもずっと低いものである。その結果、これま
でに達成されたものよりも重い塊の鋳物を容易に生産し焼入れすることが出来る
。
b、 改良された合金は再加熱時に脆化炭化物を形成する傾向が低下するので、
オーステナイト・マンガン鋼の溶接を簡単にし且つその使用可能な用途を拡大す
る。
本発明の例の1つの具体的な用途でこの例が従来のオーステナイト・マンガン鋼
よりも明瞭な利点を持つものは、旋動コーン・クラッシャーのマントル・ライナ
ーおよびボウル・ライナーへの使用に関連し、各ライナーはそれぞれ最大数トン
の重量に達する場合がある。これらはオーステナイト・マンガン鋼を用いて製造
され3ある量の摩耗が起きると使用に適さなくなる。
現在、これらの摩耗した部品の表面に一連の7す、−ド・フエイシング熔着金属
を肉盛することによって部品を再生する傾向がある。これらの溶着金属層は、1
/2)ンから1トンを超える大きさのかたまりである場合があり9通寓50時間
を超える全溶接時間が必要である。
摩耗した従来のオーステナイト・マンガン鋼製クラッシャ一部品はうまく再生す
ることが可能であることが実証されているが、但し慎重な溶接手順を用いる必要
があり、さらに加える熱が過大にならないように且つ溶接時の部品の温度が上昇
しすぎないように注意する必要がある。しかしながら、溶接時の熱時効の影響は
完全に除去されるものではなく、且つ悪影響は累積的なものなので9部品の再生
を行う度に脆化による破損の危険が増す。
本発明による鋼合金を旋動コーン・クラッシャーのマントル・ライナーおよびボ
ウル・ライナーに使用すれば、再生のためのl容接手順が簡単になり、且つ再生
を繰り返すためここ生し6脆化の危険は最小限にとどまる。
具体的な目的に適したその他の組成は1本発明の範囲内で目的に合わせて作るこ
とが出来る。例えば、 Fe−13Mn−’、 Moおよび0.8Cから成り適
切に溶体化処理された鋼は、硬さおよび降伏強さが改善されるだけでなく、最高
的550°Cまでの塩度における連続使用に耐える能力を示し、 Fe−13M
n−10Cr−1,2Cに最大10%のNiを含む組成のものは、腐食および恒
温酸化に対す −る耐性が改善される。Fe−17Mn−6Cr〜0.80に最
高lO%のニッケルを含む組成のものは、誘起する応力のために低温における衝
撃特性が改善される。
係1図
4効時間(対数時間)
箱2図
再j1艮羞度(”Cシ
第5A図
係58図
係6図
国際調査報告
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1.溶体化処理からの冷却の際にオーステナイトの保持を促進するために充分な 量の炭化物形成元素を添加することを特徴とするオーステナイト・マンガン鋼。 2、再加熱の際に、保持されたオーステナイトの分解とオーステナイト・マトリ ックス内の脆化相の形成を抑制するために充分な量の炭化物形成元素を添加する ことを特徴とするオーステナイト・マンガン鋼。 3、 オーステナイト・マトリックス内に不溶初晶炭化物の分散を起こすのに充 分な量の炭化物形成元素を添加することを特徴とするオーステナイト・マンガン 鋼。 4、適切な時効硬化手順によりオーステナイト・マトリックス内に二次合金炭化 物の細かな分散を起こすために充分な量の炭化物形成元素を添加することを特徴 とするオーステナ()・マンガン鋼で、改善された硬さ降伏強さを示すもの。 5、 保持されたオーステナイト・マトリックスの固溶体硬化を起こすのに充分 な量の炭化物形成元素を添加することを特徴とするオーステナイト・マンガン鋼 で、改善された硬さ降伏強さを示すもの。 6、請求の範囲第1項、第2項、第3項、第4項あるいは第5項のオーステナイ ト・マンガン鋼で、マンガン含有量が5%から25%の範囲内にあるもの。 7、請求の範囲第1項、第2項、第3項、第4項、第5項あるいは第6項のオー ステナイト・マンガン鋼で、炭素含有量が0゜4%から3.0%の範囲内にある もの。 8、請求の範囲第1項から第7項までの何れかのオーステナイト・マンガン鋼で 、炭化物形成元素が、クロム、モリブデン。 チタン、タングステンおよびバナジウムから成るグループから選択されるもの。 9、請求の範囲第1項から第8項までの何れかのオーステナイト・マンガン鋼で 、炭化物形成元素の量が、 (i)オーステナイト中の炭化物の溶解度、(ii )i体化処理温度、(iii)不溶炭化物の化学量論、および(iv)炭化物形 成要素の原子量によって決まるもの。 10、請求の範囲第1項から第9項までの何れかのオーステナイト・マンガン鋼 で、オーステナイト組織が溶体化処理と焼入れによって形成されるもの。 11、請求の範囲第1項から第9項までの何れかのオーステナイト・マンガン鋼 で、オーステナイト組織が溶体化処理と自然冷却によって保持されるもの。 12、請求の範囲第1項から第9項までの何れかのオーステナイト・マンガン鋼 で、ニッケルを含むもの。 13、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン5%−25%、炭N014%− 3,0%、および最大20%までの炭化物形成元素、および残りが鉄から成るも の。 14、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン13%、チタン5%。 および炭素2.5%を含み、残りが鉄であるもの。 15、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン13%、モリブデン4% およ び炭素1.2%を含み、残りが鉄であるもの。 16、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン14%、クロム5%。 および炭素0.6%を含み、残りが鉄のもの。 17、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン17%、クロム6%。 および炭素08%を含め、残りが鉄であるもの。 18、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン10%、クロム10%。 および炭素0.8%を含み、残りが鉄であるもの。 19、オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン13%、モリブデン7%、およ び炭素0,8%を含み、残りが鉄であるもの。 20.オーステナイト・マンガン鋼で、マンガン13%、クロム10%。 炭素1.2%、そして最大10%のニッケルを含み、残りが鉄であるもの。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
AU5907CHEDE | 1982-09-15 | ||
AU590782 | 1982-09-15 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59501868A true JPS59501868A (ja) | 1984-11-08 |
Family
ID=3696399
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP50301283A Pending JPS59501868A (ja) | 1982-09-15 | 1983-09-15 | 耐摩耗鋼 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP0138811A1 (ja) |
JP (1) | JPS59501868A (ja) |
NO (1) | NO841923L (ja) |
WO (1) | WO1984001175A1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4803045A (en) * | 1986-10-24 | 1989-02-07 | Electric Power Research Institute, Inc. | Cobalt-free, iron-base hardfacing alloys |
US5015823A (en) * | 1986-12-12 | 1991-05-14 | The Lincoln Electric Company | High manganese containing weld bead and electrode for producing same |
FI904500A (fi) * | 1990-09-12 | 1992-03-13 | Lokomo Oy | Slitstarket staol och foerfarande foer framstaellning av detta. |
CN110724874A (zh) * | 2018-07-17 | 2020-01-24 | 宝钢特钢有限公司 | 具有抗腐蚀磨损性能的高锰奥氏体钢及热轧板制备方法 |
PE20221012A1 (es) * | 2019-11-07 | 2022-06-15 | Weir Minerals Australia Ltd | Aleacion para abrasion por ranurado de alta tension |
WO2022139396A1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 브레이크 디스크용 오스테나이트계 고망간강 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB263811A (en) * | 1925-12-23 | 1927-11-03 | Kohlswa Jernverks Ab | Improved manufacture of steel |
GB675265A (en) * | 1944-11-03 | 1952-07-09 | Philips Nv | Improvements in or relating to wear resistant bodies |
US3330651A (en) * | 1965-02-01 | 1967-07-11 | Latrobe Steel Co | Ferrous alloys |
DE1258112B (de) * | 1965-11-03 | 1968-01-04 | Bofors Ab | Unmagnetischer Geschuetzrohrstahl |
FR2093165A5 (en) * | 1970-06-04 | 1972-01-28 | Loire Atel Forges | High strength, alloy steel - with low chromium content |
GB1384234A (en) * | 1971-01-28 | 1975-02-19 | Dunford Hadfields Ltd | Hot work tools made from steel alloys |
GB1310183A (en) * | 1971-04-20 | 1973-03-14 | Prvni Brnenska Strojirna | Austenitic steel alloys |
BE793771A (fr) * | 1973-01-08 | 1973-07-09 | Ind De La Soudure | Acier austenitique au manganese durci aux carbures de niobium et/ou de tantale pour le rechargement de pieces en acier |
NO146959C (no) * | 1980-07-07 | 1984-05-08 | Raufoss Ammunisjonsfabrikker | Austenitisk slitebestandig staal |
JPS5864362A (ja) * | 1981-10-14 | 1983-04-16 | Kubota Ltd | 高硬度非磁性合金 |
-
1983
- 1983-09-15 EP EP19830902882 patent/EP0138811A1/en not_active Withdrawn
- 1983-09-15 JP JP50301283A patent/JPS59501868A/ja active Pending
- 1983-09-15 WO PCT/AU1983/000126 patent/WO1984001175A1/en unknown
-
1984
- 1984-05-14 NO NO841923A patent/NO841923L/no unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0138811A1 (en) | 1985-05-02 |
WO1984001175A1 (en) | 1984-03-29 |
NO841923L (no) | 1984-05-14 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Trudel et al. | Effect of composition and heat treatment parameters on the characteristics of austempered ductile irons | |
US2485760A (en) | Cast ferrous alloy | |
Abdel-Aziz et al. | Microstructural characteristics and mechanical properties of heat treated high-Cr white cast iron alloys | |
Carlson et al. | The effect of austenitizing temperature upon the microstructure and mechanical properties of experimental Fe/Cr/C steels | |
US3941589A (en) | Abrasion-resistant refrigeration-hardenable white cast iron | |
Wiengmoon et al. | A microstructural study of destabilised 30wt% Cr-2.3 wt% C high chromium cast iron | |
CN105063466B (zh) | 用于高抗冲应用的金属合金 | |
Ayadi et al. | Effect of chemical composition and heat treatments on the microstructure and wear behavior of manganese steel | |
US4043842A (en) | Grinding members | |
JPH06500825A (ja) | オーステナイト耐磨耗鋼とその熱処理法 | |
Tęcza et al. | Changes in impact strength and abrasive wear resistance of cast high manganese steel due to the formation of primary titanium carbides | |
Ibrahim et al. | Heat treatment in high chromium white cast iron Ti alloy | |
JPS59501868A (ja) | 耐摩耗鋼 | |
Inthidech et al. | Effect of sub-critical heat treat parameters on hardness and retained austenite in Mo-containing high chromium cast irons | |
US5865385A (en) | Comminuting media comprising martensitic/austenitic steel containing retained work-transformable austenite | |
JPH0238645B2 (ja) | Kokyodokyujokokuenchutetsunoseizohoho | |
Essam et al. | Influence of micro-alloying elements and deep cryogenic treatment on microstructure and mechanical properties of S5 cold work shock resisting tool steel | |
Batra et al. | Tensile properties of copper alloyed austempered ductile iron: Effect of austempering parameters | |
WO2002088409A1 (fr) | Alliage a base de fer et son procede de production | |
US4396440A (en) | Crushing bodies forged from steel | |
JPH02101154A (ja) | 破砕機用耐摩耗部品 | |
Mahlami | The development of high manganese steel casting using vanadium and chromium as macro alloys | |
Tęcza | Changes in the Microstructure and Abrasion Resistance of Tool Cast Steel after the Formation of Titanium Carbides in the Alloy Matrix | |
KR820000853B1 (ko) | 분 쇄 재 | |
Szilva | Development of microalloy forging steels at chaparral steel |