NO843829L - AUTHENTIC HARDMAN STEEL AND PROCEDURE FOR ITS MANUFACTURING - Google Patents
AUTHENTIC HARDMAN STEEL AND PROCEDURE FOR ITS MANUFACTURINGInfo
- Publication number
- NO843829L NO843829L NO843829A NO843829A NO843829L NO 843829 L NO843829 L NO 843829L NO 843829 A NO843829 A NO 843829A NO 843829 A NO843829 A NO 843829A NO 843829 L NO843829 L NO 843829L
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- titanium
- weight
- vanadium
- percent
- content
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 26
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 23
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 19
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 23
- 229910000617 Mangalloy Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 7
- 238000007792 addition Methods 0.000 claims description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 5
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 3
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 claims 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 239000010959 steel Substances 0.000 abstract description 6
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 abstract description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 abstract 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 abstract 1
- 239000007800 oxidant agent Substances 0.000 abstract 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 4
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 4
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 3
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 3
- 238000010079 rubber tapping Methods 0.000 description 3
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001200 Ferrotitanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000628 Ferrovanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 2
- PNXOJQQRXBVKEX-UHFFFAOYSA-N iron vanadium Chemical compound [V].[Fe] PNXOJQQRXBVKEX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 235000019738 Limestone Nutrition 0.000 description 1
- 241001062472 Stokellia anisodon Species 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- WUKWITHWXAAZEY-UHFFFAOYSA-L calcium difluoride Chemical compound [F-].[F-].[Ca+2] WUKWITHWXAAZEY-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 229910001634 calcium fluoride Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 239000006028 limestone Substances 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000005065 mining Methods 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Pens And Brushes (AREA)
- Dental Preparations (AREA)
- Mechanical Pencils And Projecting And Retracting Systems Therefor, And Multi-System Writing Instruments (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
Description
Oppfinnelsen angår et austenittisk hardtmanganstål med The invention relates to an austenitic hard manganese steel with
følgende legeringsinnhold i vektprosent:the following alloy content in weight percent:
0,8- 1,8 C 0.8-1.8 C
6,0 - 18,0 Mn 6.0 - 18.0 Mn
.0 - 3,0 Cr .0 - 3.0 Cr
0 - 2,0 Ni . 0 - 2.0 Ni .
0 - 2,5 Mo 0 - 2.5 Mo
0 - 1,0 Si 0 - 1.0 Say
hvor forholdet mellom innholdene av karbon og mangan utgjør 1-8:1-14, og resten består av jern, forurensninger, desoksiderende tilsetninger og mikrolegeringstilsetninger, f.eks. vanadium og titan. where the ratio between the contents of carbon and manganese is 1-8:1-14, and the rest consists of iron, impurities, deoxidising additives and microalloying additives, e.g. vanadium and titanium.
Et slikt hardtmanganstål utmerker seg ved meget stor hardhet og fremfor alt ved en evne til å herdne ved kald-deformasjonen; ved slag, støt eller trykkpåkjenning under anvendelsen kan det etterherdne. Påkjenningen fører til en martensittisk strukturomdannelse i et overfladisk skikt, hvor-ved hardheten av dette skikt stiger fra 200 HB til over 500 HB. Det harde overflateskikt blir riktignok redusert ved påkjenningen, men blir samtidig stadig nydannet som følge av den samme påkjenning. Samtidig har materialet under overflateskiktet meget god seighet og deformerbarhet. Austenittiske hardtmanganstål kan derfor holde stand mot store slagpåkjenninger. Anvendelsesområdet dekker dermed verktøy for bergverksdrift, oppredning, skuddsikre panserplater eller stålhjelmer etc. Such hard manganese steel is distinguished by very high hardness and, above all, by an ability to harden during cold deformation; in the event of impact, impact or pressure stress during use, it may harden. The stress leads to a martensitic structural transformation in a superficial layer, whereby the hardness of this layer rises from 200 HB to over 500 HB. The hard surface layer is indeed reduced by the stress, but at the same time is constantly being newly formed as a result of the same stress. At the same time, the material under the surface layer has very good toughness and deformability. Austenitic hard manganese steels can therefore withstand high impact stresses. The area of application thus covers tools for quarrying, mining, bulletproof armor plates or steel helmets, etc.
For de gunstige mekaniske egenskaper, særlig når det gjelder deformerbarheten av materialet under det harde overflateskikt, behøves imidlertid en meget finkornet struktur. Særlig i det indre av større støpestykker lar en slik fin- However, for the favorable mechanical properties, especially when it comes to the deformability of the material under the hard surface layer, a very fine-grained structure is required. Especially in the interior of larger castings, such fin-
kornet struktur seg bare vanskelig oppnå. Slike støpestykker har meget forskjellige kornstørrelser fordelt over tverrsnittet; til en finkornet randsone slutter seg et meget grovkornet stengelkrystallinsk skikt etterfulgt av en grov globular-krystallinsk innersone. Selv ved smiing av støpestykket kan forskjellene i kornstørrelse ikke utjevnes helt; ved form-støpestykker blir utjevningen særlig vanskelig. Bruddforlengelse og kiervslagseighet er ikke tilstrekkelige i alle tilfeller selv om legeringens sammensetning blir nøyaktig overholdt. grain structure itself just difficult to achieve. Such castings have very different grain sizes distributed over the cross-section; a very coarse-grained stalk-crystalline layer is joined to a fine-grained edge zone followed by a coarse globular-crystalline inner zone. Even when forging the casting, the differences in grain size cannot be completely equalized; in the case of mold castings, leveling becomes particularly difficult. Elongation at break and impact strength are not sufficient in all cases, even if the composition of the alloy is precisely observed.
Det er kjent for å bedre kornfinheten av blokkstøpe-eller formstøpestykket ved å underkaste det en varmebehandling bestående i en første glødning i mange timer ved 500 til 600° C for omdannelse av austenitt til perlitt, samt en annen gløde-prosess ved 970 til 1110°C for omdannelse tilbake til austenitt. Skjønt fremgangsmåten blir kostbar er virkningen usikker. It is known to improve the grain fineness of the ingot or die casting by subjecting it to a heat treatment consisting of a first annealing for many hours at 500 to 600°C to convert austenite to pearlite, and a second annealing process at 970 to 1110° C for transformation back to austenite. Although the procedure will be expensive, the effect is uncertain.
Videre er det kjent å støpe smeiten ved en støpetemperatur som er meget lav og ligger nær smeltepunktet. Pga. den lave støpetemperatur fåes et høyt kimtall og et finere korn. Denne arbeidsmåte fører til store vanskeligheter ved støpningen i praksis og er bare mulig ved enkle former, siden smeiten ikke fullstendig fyller ut avsidesliggende steder eller kanter av støpeformen i flytende tilstand. Furthermore, it is known to cast the forge at a casting temperature that is very low and is close to the melting point. Because of. the low casting temperature results in a high seed count and a finer grain. This method of working leads to great difficulties in the casting in practice and is only possible with simple molds, since the melt does not completely fill in remote places or edges of the mold in a liquid state.
Videre er det kjent for å øke finheten av kornene i stålFurthermore, it is known to increase the fineness of the grains in steel
å tilsette karbid- eller nitriddannende elementer som Ti, Zr, Nb, V, B og/eller N, hvis respektive mengder velges minst mellom 0,1 og 0,2 vektprosent. Disse mikrolegeringstilsetninger har riktignok ført til en finere kornstruktur, men også til en reduksjon av bruddforlengelse og kiervslagseighet. to add carbide- or nitride-forming elements such as Ti, Zr, Nb, V, B and/or N, the respective amounts of which are selected at least between 0.1 and 0.2 weight percent. These microalloy additions have indeed led to a finer grain structure, but also to a reduction in fracture elongation and notch impact toughness.
Sluttelig skal der ifølge et ikke offentliggjort forslag tilsettes Ti, Zr og V som mikrolegeringselementer, nærmere bestemt i en mengde av 0,05 vektprosent av hvert, samtidig som summen av innholdene av disse mikrolegeringselementer skal utgjøre mellom 0,002 og 0,05 vektprosent. Men også dette forslag har vist seg ikke å føre til målet ved anvendelse i stor teknisk målestokk. Den ventede fintkornede struktur av det kaltherdnende autenittiske hardtmanganstål er i praksis ofte ikke inntrådt. Finally, according to an unpublished proposal, Ti, Zr and V are to be added as microalloying elements, more specifically in an amount of 0.05% by weight of each, while the sum of the contents of these microalloying elements must amount to between 0.002 and 0.05% by weight. But even this proposal has not been shown to lead to the goal when applied on a large technical scale. The expected fine-grained structure of the cold-hardening autenitic hard manganese steel has often not occurred in practice.
Ved oppfinnelsen går man ut fra et austenittisk hardtmanganstål som f.eks. er betegnet med material nr. 1.3401 ifølge DIN. Etter denne standard utgjør legeringsinnholdene i vektprosent C ca. 1,25, Mn 11 til 14, Cr opptil 2,5, Ni opptil 2 for stabilisering av austenitten, Mo opptil 2,5 for å forhindre grove karbidutsondringer. Forholdet mellom innholdene av karbon og mangan må samtidig ligge mellom 1:8 og 1:14, dvs. at manganet - regnet i forhold til karboninnholdet - dels må strekke til for en austenittisk struktur og dels ikke må stabilisere austenitten så sterkt at evnen til herdning ved kalddef ormas jon lider ved det.. The invention is based on an austenitic hard manganese steel such as e.g. is designated by material no. 1.3401 according to DIN. According to this standard, the alloy content in weight percent C amounts to approx. 1.25, Mn 11 to 14, Cr up to 2.5, Ni up to 2 to stabilize the austenite, Mo up to 2.5 to prevent coarse carbide precipitates. The ratio between the contents of carbon and manganese must also lie between 1:8 and 1:14, i.e. that the manganese - calculated in relation to the carbon content - must partly be sufficient for an austenitic structure and partly must not stabilize the austenite so strongly that the ability to harden by cold def ormas ion suffers from it..
Til grunn for oppfinnelsen ligger den oppgave å skaffeThe invention is based on the task of obtaining
et ved kalddef ormas jon herdningsdyktig austenittisk hardtmanganstål som uten ulempene ved de kjente tiltak har mest mulig jevn, finkornet og deformerbar struktur over hele tverrsnittet. Bruddforlengelsen skal utgjøre minst 20 %, og de øvre mekaniske egenskaper skal ikke forringes. an austenitic hard manganese steel capable of being hardened by cold deformation which, without the disadvantages of the known measures, has the most even, fine-grained and deformable structure over the entire cross-section. The elongation at break must be at least 20%, and the upper mechanical properties must not deteriorate.
Ved et stål av den innledningsvis angitte art blir denne oppgave løst ved at summen av vanadium- og titaninnhold utgjør mellom 0,05 og 0,08 vektprosent. Takket være overholdelsen av denne betingelse er det mulig å oppnå den tilstrebede bedring av det austenittiske hardtmanganstål-mekaniske egenskaper med betryggende reproduserbarhet selv i stor teknisk målestokk. Man har fastslått det overraskende, forhold at den ønskede finkornede struktur over hele støpestykkets tverrsnitt blir oppnådd uten forringelse av dé øvrige mekaniske egenskaper. In the case of a steel of the kind indicated at the outset, this task is solved by the sum of the vanadium and titanium content being between 0.05 and 0.08 percent by weight. Thanks to the observance of this condition, it is possible to achieve the desired improvement of the austenitic hard manganese steel mechanical properties with reassuring reproducibility even on a large technical scale. The surprising fact has been established that the desired fine-grained structure over the entire cross-section of the casting is achieved without deterioration of the other mechanical properties.
Et annet overraskende forhold man har fastslått,er atAnother surprising fact that has been established is that
det er gunstig om'dette ståls innhold av vanadium og titan utgjør minst 0,01 vektprosent for hvert. Det ønskede resultat blir oppnådd med enda større sikkerhet om innholdene av vanadium og titan utgjør minst 0,02 vektprosent. Et aluminuminnhold på 0,02 til 0,09 vektprosent er å foretrekke som gjenværende aluminiuminnhold etter desoksidasjonen for å sikre den full-stendige desoksidasjon som behøves før tilsetningen av titan. it is favorable if this steel's content of vanadium and titanium amounts to at least 0.01 percent by weight each. The desired result is achieved with even greater certainty if the contents of vanadium and titanium amount to at least 0.02% by weight. An aluminum content of 0.02 to 0.09 weight percent is preferred as the remaining aluminum content after the deoxidation to ensure the complete deoxidation required before the addition of titanium.
Ved fremstillingen av hardtmanganstål ifølge oppfinnelsen hvor mikrolegeringstilsetningen tilføyes etter smeltningen av chargen w i elektroovn, resp. i støpeøse,og støpestykket etter avformning underkastes en varmebehandling,blir fortrinnsvis vanadiet tilført smeiten i elektroovnen ved slutten av raffi-neringsfasen, og titanet tilført smeiten i støpeøsen etter at det er desoksidert med aluminium. Men det er også mulig å tilføre både titanet og vanadiet først i støpeøsen; varmebehandlingen omfatter fortrinnsvis en glødning.ved en temperatur av 1050 til 1520° C og en rask avkjøling. In the production of hard manganese steel according to the invention, where the microalloy addition is added after the melting of the charge w in an electric furnace, resp. in a ladle, and the casting after demolding is subjected to a heat treatment, the vanadium is preferably added to the melt in the electric furnace at the end of the refining phase, and the titanium added to the melt in the ladle after it has been deoxidized with aluminium. But it is also possible to add both the titanium and the vanadium first in the ladle; the heat treatment preferably comprises an annealing at a temperature of 1050 to 1520° C and a rapid cooling.
Før desoksidas jonen og innstillingen av ønsket -.tappetemperatur i området mellom 1450 og 1620° C blir smeiten tildekket med en kalkholdig slagg for å gjøre det mulig å holde en støpetemperatur mellom 1420 og 1520° C i støpeøsen. Den nevnte varmebehandling av blokkstøpe- eller formstøpestykkene er hensiktsmessig for å jevne ut de mekaniske egenskaper over hele støpestykkets tverrsnitt. På den nevnte kjøling av støpe-stykkene kommer et vannbad og/eller en kjøling med strømmende luft i betraktning, eventuelt etter et første/langsommere avskjølingsskritt. Before deoxidizing the ion and setting the desired tapping temperature in the range between 1450 and 1620° C, the smelt is covered with a calcareous slag to make it possible to maintain a casting temperature between 1420 and 1520° C in the ladle. The mentioned heat treatment of the block castings or mold castings is appropriate to equalize the mechanical properties over the entire cross section of the casting. In the aforementioned cooling of the castings, a water bath and/or a cooling with flowing air comes into consideration, possibly after a first/slower cooling step.
Oppfinnelsen vil i det følgende bli belyst nærmere ved utførelseseksempler og.sammenligningseksempler. In the following, the invention will be explained in more detail by means of design examples and comparative examples.
Eksempel 1Example 1
I en lysbueovn smeltet man 300 kg hardtmanganstål med følgende sammensetning: 1,30 vektprosent karbon, 13,60 vektprosent mangan, 0,10 vektprosent krom, 0,2 vektprosent silisium. Ved slutten av raffineringsperioden ble der tilsatt 1,5 kg vanadium (0,04 vektprosent) i form av ferrovanadium. Derpå ble smeiten tildekket med en kalkholdig slagg, en tappetemperatur på 1510^ C målt og 2 kg aluminium tilføyet for desoksidasjon. Ved tappingen ble hver av 6 støpeøser fyllt med et innhold av omtrent 200 kg smelte. I de 6 støpeøser ble følgende mengder av titan (i form av ferrotitan) tilsatt, og støpetemperaturen i hver øse målt med følgende resultat: In an electric arc furnace, 300 kg of hard manganese steel with the following composition was melted: 1.30 weight percent carbon, 13.60 weight percent manganese, 0.10 weight percent chromium, 0.2 weight percent silicon. At the end of the refining period, 1.5 kg of vanadium (0.04% by weight) was added in the form of ferrovanadium. The smelting was then covered with a calcareous slag, a tapping temperature of 1510^ C was measured and 2 kg of aluminum was added for deoxidation. During bottling, each of 6 ladles was filled with a content of approximately 200 kg of melt. In the 6 ladles, the following amounts of titanium (in the form of ferrotitanium) were added, and the casting temperature in each ladle was measured with the following result:
Øse A: Titantilsetning 0 kgLadle A: Titanium addition 0 kg
Støpetemperatur 1440° CCasting temperature 1440° C
Øse B: Titantilsetning 0,04 kgLadle B: Titanium addition 0.04 kg
Støpetemperatur 1445° CCasting temperature 1445° C
Øse C: Titantilsetning 0,06 kgLadle C: Titanium addition 0.06 kg
Støpetemperatur 14 45° CCasting temperature 14 45° C
Øse D: Titantilsetning 0,08 kgLadle D: Titanium addition 0.08 kg
Støpetemperatur 1440° CCasting temperature 1440° C
Øse E: Titantilsetning 0,11 kgLadle E: Titanium addition 0.11 kg
Støpetemperatur 1395° CCasting temperature 1395° C
Øse F: Titantilsetning 0,13 kgLadle F: Titanium addition 0.13 kg
Støpetemperatur 14 00° CCasting temperature 14 00° C
Fra metallet fra hver av de seks øser ble der støptFrom the metal from each of the six ladles was cast
tre og tre rundstaver med en diameter av 15 cm og en lengde 1 m.three and three round rods with a diameter of 15 cm and a length of 1 m.
De 18 staver ble avf ormet og fikk henstå for avkjøling, hvoretter de i en glødeovn ble holdt på en temperatur av 1070° C i fire timer. Etter å være tatt ut av glødeovnen ble stavene straks avkjølet i vannbad. Fra hver av stavene ble der i en avstand av 20, 50 og 70 cm fra (den ved støpningen nedre) enden tappet en og en prøve fra randen og fra midten av stavene og slipebilder tatt fra stavenes prøveområde. Alle 54 prøver (hvor alltid tre og tre prøver har samme sammensetning og er tatt ut på samme sted) ble underkastet en kontroll på fasthet og kald-deformerbarhet ved bestemmelse av strekkfasthet og bruddforlengelse. Dessuten ble (det ved alle prøvene nesten like) vanadiuminnholdet bestemt til 0,038 til 0,041 vektprosent,og blant de prøver som stammet fra hver støpeøse ble to og to prøver analysert på titaninnhold. De titaninnhold som er opp-ført i den~følgende tabell, er middelverdiene fra de respektive to analyser. Forøvria angir tabellen middelverdiene av de respektive konstaterte karakteristiske mekaniske verdier fra tre og tre parallelle prøver. The 18 rods were demoulded and allowed to cool, after which they were held in an annealing furnace at a temperature of 1070° C for four hours. After being removed from the annealing furnace, the rods were immediately cooled in a water bath. From each of the rods, at a distance of 20, 50 and 70 cm from the end (the one at the bottom of the casting), one sample was drawn from the edge and from the middle of the rods, and grinding pictures were taken from the test area of the rods. All 54 samples (where three and three samples always have the same composition and are taken at the same place) were subjected to a check on firmness and cold deformability by determining tensile strength and elongation at break. In addition (almost the same in all samples) the vanadium content was determined to be 0.038 to 0.041 percent by weight, and among the samples originating from each ladle, two samples each were analyzed for titanium content. The titanium contents listed in the following table are the mean values from the respective two analyses. First, the table indicates the mean values of the respective established characteristic mechanical values from three and three parallel samples.
Man ser her at der i fravær av titan (støpeøse A) og ved de titaninnholdene i støpeøsene (Eog F, 0,045 resp. 0,053 vektprosent) som fører til en sum av vanadium- og titaninnhold hhv. ovenfor og nedenfor det område oppfinnelsen gir anvisning på, ikke alltid fås en bruddforlengelse som ligger over den tilstrebede minimumsverdi på 20 %. Prøvene med de ugunstigste verdier for bruddforlengelsen (øse A og E oventil, og øse F midten og oventil) ligger riktignok i gjennomsnitt ifølge tabellen delvis ennå ovenfor det tilstrebede minimum, men de faktisk oppnådde bruddforlengelser er ved disse prøver i de ugunstigere tilfeller under 20 % og generelt lavere enn ved prøvene fra øsene B, C, D. Også slipebildene avspeiler dette resultat. Ved prøvene med One can see here that in the absence of titanium (ladle A) and at the titanium contents in the ladles (E and F, 0.045 and 0.053 weight percent respectively) which lead to a sum of vanadium and titanium content respectively above and below the range indicated by the invention, an elongation at break that is above the targeted minimum value of 20% is not always obtained. The samples with the most unfavorable values for the elongation at break (ladle A and E upper ventil, and ladle F middle and upper ventil) are, on average, according to the table partly still above the aspired minimum, but the actually achieved fracture elongations for these samples in the less favorable cases are below 20% and generally lower than with the samples from ladles B, C, D. The grinding images also reflect this result. At the tests with
de laveste verdier for bruddforlengelsen ble der fastslått gjennomsnittlige korndiametre på 0,5 mm til over 8,0 mm. Ved prøvene med bruddforlengelsesverdier i de tilstrebede områder over 20 % ble der ikke i noe tilfelle fastslått gjennomsnittlige diametre over 0,5 mm. the lowest values for elongation at break were determined there with average grain diameters of 0.5 mm to over 8.0 mm. In the samples with elongation at break values in the targeted ranges above 20%, in no case were average diameters above 0.5 mm determined.
Eksempel 2Example 2
Der ble smeltet 3200 kg hardtmanganstål med følgende sammensetning: 1,14 vektprosent karbon, 13,50 vektprosent mangan, 0,46 vektprosent krom, 0,48 vektprosent silisium. 3200 kg of hard manganese steel with the following composition was melted there: 1.14 weight percent carbon, 13.50 weight percent manganese, 0.46 weight percent chromium, 0.48 weight percent silicon.
Ved slutten av raffineringsperioden ble der tilsattAt the end of the refining period was added
1,6 kg vanadium (0,05 vektprosent i form av ferrovanadium). Etter at smeiten var blitt tildekket med en slagg av kalksten med en tilsetning av kalsiumfluorid, målte man en tappetemperatur på 1580° C og tilsatte aluminium for desoksidasjon. Etter den påfølgende tapping i støpeøse ble der her ved tilsetning av ferrotitan innstilt et titaninnhold på 0,015 vektprosent. Ved en støpetemperatur av 1490° C "støpte man knusebakker for en malmbryter med en maksimal vegg- 1.6 kg of vanadium (0.05% by weight in the form of ferrovanadium). After the smelting had been covered with a slag of limestone with an addition of calcium fluoride, a tapping temperature of 1580° C was measured and aluminum was added for deoxidation. After the subsequent pouring into ladles, a titanium content of 0.015% by weight was set here by the addition of ferrotitanium. At a casting temperature of 1490° C, crushing jaws for an ore crusher were cast with a maximum wall-
tykkelse av 180 mm. Der avkjølte støpestykker. ble avformet og glødet i tre timer ved en temperatur av 1120° C. Etter glødningen ble støpestykkene straks avkjølt i vann. thickness of 180 mm. Castings cooled there. was unshaped and annealed for three hours at a temperature of 1120° C. After annealing, the castings were immediately cooled in water.
Fra fem støpstykker fremstilt på denne måte tok man prøver fra det indre og fra randsonen. Man laget slipebilder og bestemte strekkfasthet og bruddforlengelse av prøvematerialet. Strekkfastigheten av alle prøvene utgjorde mellom 760 og 790 N/mm 2. For bruddforlengelsen målte man verdier i området mellom 47 og 55 %, og spredning i den forbindelse var uavhengig av stedet for prøveuttaket, dvs. at prøver stammende fra det indre av støpestykkene gjennomsnittlig ikke var mindre kaldt-deformerbare enn de fra randsonen. Også slipebildene bekreftet denne iakttagelse. Det var knapt mulig å konstatere noen forskjell i kornstørrelse mellom prøvene fra det indre og fra randsonen - alle var finkornet. From five castings produced in this way, samples were taken from the interior and from the edge zone. Grinding images were made and the tensile strength and elongation at break of the test material were determined. The tensile strength of all the samples was between 760 and 790 N/mm 2. For the elongation at break, values in the range between 47 and 55% were measured, and the spread in this regard was independent of the place of sampling, i.e. samples originating from the interior of the castings on average were not less cold-deformable than those from the marginal zone. The grinding images also confirmed this observation. It was hardly possible to ascertain any difference in grain size between the samples from the interior and from the edge zone - all were fine-grained.
Analysen ga følgende innhold av vanadium, titan og aluminium: 0,045 vektprosent V, 0,015 vektprosent Ti, 0,03 vektprosent Al. The analysis gave the following content of vanadium, titanium and aluminium: 0.045 weight percent V, 0.015 weight percent Ti, 0.03 weight percent Al.
Claims (5)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| AT0339283A AT390806B (en) | 1983-09-23 | 1983-09-23 | AUSTENITIC MANGANIC STEEL AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO843829L true NO843829L (en) | 1985-03-25 |
Family
ID=3549847
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO843829A NO843829L (en) | 1983-09-23 | 1984-09-24 | AUTHENTIC HARDMAN STEEL AND PROCEDURE FOR ITS MANUFACTURING |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0143873B1 (en) |
| JP (1) | JPS6089549A (en) |
| AT (2) | AT390806B (en) |
| AU (1) | AU569322B2 (en) |
| BR (1) | BR8404765A (en) |
| CA (1) | CA1232780A (en) |
| DE (1) | DE3471327D1 (en) |
| ES (1) | ES8606909A1 (en) |
| IN (1) | IN161686B (en) |
| MX (1) | MX161638A (en) |
| NO (1) | NO843829L (en) |
| PH (1) | PH20706A (en) |
| ZA (1) | ZA846566B (en) |
| ZW (1) | ZW15584A1 (en) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA1221560A (en) * | 1983-10-14 | 1987-05-12 | Bernd Kos | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof |
| DE3628395C1 (en) * | 1986-08-21 | 1988-03-03 | Thyssen Edelstahlwerke Ag | Use of steel for plastic molds |
| JPS63252676A (en) * | 1987-04-08 | 1988-10-19 | Ube Ind Ltd | Mechanical parts having excellent rolling fatigue characteristic and its production |
| FR2666351B1 (en) * | 1990-08-29 | 1993-11-12 | Creusot Loire Industrie | PROCESS FOR THE DEVELOPMENT OF A TOOL STEEL, ESPECIALLY FOR THE MANUFACTURE OF MOLDS AND STEEL OBTAINED BY THIS PROCESS. |
| FI904500A (en) * | 1990-09-12 | 1992-03-13 | Lokomo Oy | SLITSTARKET STAOL OCH FOERFARANDE FOER FRAMSTAELLNING AV DETTA. |
| US5601782A (en) * | 1992-06-26 | 1997-02-11 | Shinhokoku Steel Corporation | Abrasive resistant high manganese cast steel |
| US5595614A (en) * | 1995-01-24 | 1997-01-21 | Caterpillar Inc. | Deep hardening boron steel article having improved fracture toughness and wear characteristics |
| US5865385A (en) * | 1997-02-21 | 1999-02-02 | Arnett; Charles R. | Comminuting media comprising martensitic/austenitic steel containing retained work-transformable austenite |
| DE10016798B4 (en) * | 2000-04-05 | 2006-05-04 | Volkswagen Ag | Use of a hot-rolled, wear-resistant austenitic manganese steel sheet |
| US6572713B2 (en) | 2000-10-19 | 2003-06-03 | The Frog Switch And Manufacturing Company | Grain-refined austenitic manganese steel casting having microadditions of vanadium and titanium and method of manufacturing |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1187023A (en) * | 1966-05-09 | 1970-04-08 | Hadfields Ltd | Improvements in Wear-Resisting Steel. |
| SU322399A1 (en) * | 1970-07-03 | 1971-11-30 | ||
| DE2535519C3 (en) * | 1975-08-08 | 1985-06-20 | Rubcovskij zavod traktornych zapasnych Častej, Rubcovsk | Use of steel as a material for the manufacture of components on machines that are exposed to heavy loads, intensive wear and tear and sub-zero temperatures during operation |
| SU610879A1 (en) * | 1976-05-24 | 1978-06-15 | Уральский научно-исследовательский институт черных металлов | Steel |
| SU581165A1 (en) * | 1976-06-16 | 1977-11-25 | Уральский научно-исследовательский институт черных металлов | Wear-resistant steel |
| FR2402714A1 (en) * | 1977-09-07 | 1979-04-06 | Strommen Staal As | Austenitic steel resistant to wear combined with shock - contains high percentage of manganese, plus carbon, chromium and titanium (DK 2.4.79) |
| AT377287B (en) * | 1982-04-13 | 1985-02-25 | Ver Edelstahlwerke Ag | COLD-STRENGING AUSTENITIC MANGANIC STEEL AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| CA1221560A (en) * | 1983-10-14 | 1987-05-12 | Bernd Kos | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof |
-
1983
- 1983-09-23 AT AT0339283A patent/AT390806B/en not_active IP Right Cessation
-
1984
- 1984-05-02 AT AT84104916T patent/ATE34411T1/en not_active IP Right Cessation
- 1984-05-02 EP EP84104916A patent/EP0143873B1/en not_active Expired
- 1984-05-02 DE DE8484104916T patent/DE3471327D1/en not_active Expired
- 1984-08-23 ZA ZA846566A patent/ZA846566B/en unknown
- 1984-08-28 ES ES535477A patent/ES8606909A1/en not_active Expired
- 1984-09-03 IN IN671/MAS/84A patent/IN161686B/en unknown
- 1984-09-04 PH PH31179A patent/PH20706A/en unknown
- 1984-09-10 AU AU32863/84A patent/AU569322B2/en not_active Ceased
- 1984-09-13 ZW ZW155/84A patent/ZW15584A1/en unknown
- 1984-09-13 JP JP59192443A patent/JPS6089549A/en active Pending
- 1984-09-17 MX MX202716A patent/MX161638A/en unknown
- 1984-09-21 CA CA000463742A patent/CA1232780A/en not_active Expired
- 1984-09-21 BR BR8404765A patent/BR8404765A/en unknown
- 1984-09-24 NO NO843829A patent/NO843829L/en unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3471327D1 (en) | 1988-06-23 |
| ATA339283A (en) | 1989-12-15 |
| ZW15584A1 (en) | 1984-12-05 |
| JPS6089549A (en) | 1985-05-20 |
| PH20706A (en) | 1987-03-30 |
| AT390806B (en) | 1990-07-10 |
| EP0143873B1 (en) | 1988-05-18 |
| MX161638A (en) | 1990-11-27 |
| ES535477A0 (en) | 1986-05-16 |
| CA1232780A (en) | 1988-02-16 |
| ZA846566B (en) | 1985-04-24 |
| IN161686B (en) | 1988-01-16 |
| EP0143873A1 (en) | 1985-06-12 |
| ES8606909A1 (en) | 1986-05-16 |
| BR8404765A (en) | 1985-08-13 |
| AU3286384A (en) | 1985-03-28 |
| AU569322B2 (en) | 1988-01-28 |
| ATE34411T1 (en) | 1988-06-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4531974A (en) | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof | |
| CN112567061B (en) | Steel material, forged heat-treated product, and method for producing forged heat-treated product | |
| AU2004315176B2 (en) | Steel product for line pipe excellent in resistance to HIC and line pipe produced by using the steel product | |
| EP2163655B1 (en) | Process for production of high alloy steel pipe | |
| NO343350B1 (en) | Seamless steel tube for oil wells with excellent resistance to sulphide stress cracking and method for producing seamless steel tubes for oil wells | |
| NO772381L (en) | NICKEL-IRON-CHROME ALLOY. | |
| WO2021106936A1 (en) | Hot stamp molded product and steel sheet for hot stamping | |
| CN102356171A (en) | Maraging steel strip | |
| JP6652226B2 (en) | Steel material with excellent rolling fatigue characteristics | |
| EP3101148A1 (en) | Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring | |
| NO843829L (en) | AUTHENTIC HARDMAN STEEL AND PROCEDURE FOR ITS MANUFACTURING | |
| WO2005071120A1 (en) | Method for producing high cleanness steel excellent in fatigue strength or cold workability | |
| CA1221560A (en) | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof | |
| US20090022617A1 (en) | Low-nickel austenitic stainless steel and method for producing same | |
| CN105861940A (en) | Large-sized forging steel and large-sized forged part | |
| JPS6035981B2 (en) | High-strength, high-toughness rolled steel for pressure vessels | |
| Spradbery et al. | Influence of undercooling thermal cycle on hot ductility of C–Mn–Al–Ti and C–Mn–Al–Nb–Ti steels | |
| JP7141944B2 (en) | Non-tempered forged parts and steel for non-tempered forgings | |
| KR20230010244A (en) | Precipitation hardening type martensitic stainless steel sheet with excellent fatigue resistance | |
| CN108330409B (en) | Ultra-high impact toughness tough and strong steel and preparation method thereof | |
| JPS6056056A (en) | Process-hardenable austenite manganese steel and manufacture | |
| US7662246B2 (en) | Steel for components of chemical installations | |
| Parusov et al. | Ensuring high quality indices for the wire rod used to make metal cord | |
| JPH0379739A (en) | High strength and high toughness spheroidal graphite cast iron | |
| Wai et al. | A study of high temperature cracking in ferritic stainless steels |