RU2593566C2 - Износостойкая стальная полоса и способ ее производства - Google Patents

Износостойкая стальная полоса и способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
RU2593566C2
RU2593566C2 RU2014110120/02A RU2014110120A RU2593566C2 RU 2593566 C2 RU2593566 C2 RU 2593566C2 RU 2014110120/02 A RU2014110120/02 A RU 2014110120/02A RU 2014110120 A RU2014110120 A RU 2014110120A RU 2593566 C2 RU2593566 C2 RU 2593566C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel strip
content
steel
martensite
temperature
Prior art date
Application number
RU2014110120/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2014110120A (ru
Inventor
Айвэнь ЧЖАН
Годун ВАН
Сыхай ЦЗИАО
Original Assignee
Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. filed Critical Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Publication of RU2014110120A publication Critical patent/RU2014110120A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2593566C2 publication Critical patent/RU2593566C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к высокопрочной стальной полосе, в частности к высокопрочной износостойкой стальной полосе с твердостью по Бринеллю ≥НВ 420, и к способу ее производства. Полоса имеет следующий химический состав, вес.%: С 0,205-0,25, Si 0,20-1,00, Mn 1,0-1,5, Al 0,02-0,04, Ti 0,01-0,03, N≤0,006, Са≤0,005, более одного элемента из следующих: Cr≤0,70, Ni≤0,50, Мо≤0,30, неустранимые включения Р≤0,015, S≤0,010, остальное - Fe. Способ производства полосы включает вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье или литье под давлением расплавленной стали. При этом при непрерывном литье получают сляб, а при литье под давлением получают пруток. Нагрев сляба или прутка осуществляют при 1150-1250°C, однопроходную или многопроходную прокатку в более чем три прохода ведут в зоне рекристаллизации аустенита, при этом суммарный коэффициент обжатия ≥70%, а температура конца прокатки ≥860°C. Водное охлаждение прокатной стальной полосы осуществляют с минимальной скоростью для получения мартенсита Vмин около 50°C/с до температуры мартенсита Ms в диапазоне 145-185°C, последующее охлаждение полосы воздухом до комнатной температуры, при этом коэффициент закалки P =2,7C+0,4Si+Mn+0,45Ni+0,8Cr+0,45Cu+2Mo, минимальная скорость охлаждения для получения мартенсита Vмин равна lgVмин=2,94-0,75P, а начальная температура образования мартенсита Ms=561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo. Технический результат заключается в получении полосы повышенной износостойкости толщиной 6-25 мм, имеющей структуру мартенсита и остаточного аустенита (5-10%), твердость ≥НВ 420, предел текучести ≥1000 МПа, удлинение ≥18%, Akv≥27 Дж при -40°C, улучшенный изгиб в охлажденном состоянии и эффект самозакаливания при ее эксплуатации. 3 н. и 16 з.п. ф-лы, 5 табл., 3 ил.

Description

Область изобретения
Настоящее изобретение относится к высокопрочной стальной полосе, в частности к высокопрочной износостойкой стальной полосе с твердостью по Бринеллю ≥НВ 420, и к способу ее производства.
Предшествующий уровень техники
Износ является одним из основных видов материальных повреждений и может стать причиной весьма существенного экономического ущерба. Оборудование, применяемое в таких отраслях, как горная металлургия, сельское хозяйство и угольная промышленность, в основном, выходит из строя именно из-за износа материалов. По статистике, в индустриализированных странах экономический ущерб, вызываемый износом механического оборудования и компонентов, составляет около 4% валового национального продукта, при этом износ от истирания составляет 50% от суммарного износа металлических изделий. В Китае ежегодный расход стали из-за износа материала превышает один миллион тонн, из которых 60-80 тысяч тонн стальной полосы ежегодно расходуются на одних лишь средних желобах скребковых конвейеров в угледобывающей промышленности.
Высокопрочная низколегированная износостойкая сталь является важным типом стали, который широко используется в таких областях, как производство оборудования для горной промышленности, инженерное машиностроение, производство сельскохозяйственного оборудования и железнодорожного оборудования. Стремительное развитие промышленности Китая приводит к тому, что различные виды механического оборудования усложняются, становятся больше и легче, при этом для производства оборудования требуется высокопрочная низколегированная износостойкая сталь, которая имеет не только повышенную прочность и твердость, но и хорошую ударную вязкость, а также имеет преимущества при штамповке и формовании. В последние десятилетия наблюдается стремительный прогресс в сфере исследования и применения высокопрочной износостойкой стали. Этот тип стали получают из высокопрочной низколегированной свариваемой стали, которая имеет хорошую износостойкость, а срок ее службы в несколько раз больше, чем у традиционной конструкционной стальной полосы; процесс ее производства очень прост и обычно предусматривает закалку и отпуск сразу после прокатки или контролируемую прокатку и контролируемое охлаждение для повышения прочности.
В области высокопрочной износостойкой стали известно много связанных патентов и патентных заявок как в Китае, так и в других странах. Для получения сверхпрочной низкоуглеродистой (0,205-0,25%) износостойкой стали в патентах JP 1255622 A, JP 2002020837 A, CN 101469390, CN 101186960 A и CN 101775545 A добавляют ниобий Nb, ванадий V или бор B, при этом в патентах JP 2002020837 A, JP 2002194499 A, CN 1208776 A, CN 101469390 A, CN 101186960 A и CN 101775545 A требуется добавлять множество дорогостоящих легирующих элементов. Что касается процессов, в большинстве этих патентов применяется закалка (прямая закалка или нагрев и закалка вне линии) и отпуск вне линии, при этом низкотемпературная ударопрочность готовой стальной полосы при -40°C невысока, а именно, в основном, находится в диапазоне 17-50 Дж, что не соответствует требованиям потребителей.
Износостойкая стальная полоса Hardox 400 (4-32 мм) (вес. %: С≤0,18, Si≤0,70, Mn≤1,6, Р≤0,025, S≤0,010, Ni≤0,25, Cr≤1,0, Мо≤0,25, В≤0,004) производства шведской компании SSAB имеет низкое содержание дорогостоящих легирующих элементов, твердость в диапазоне 370-430 HBW и хорошую износостойкость. Стальная полоса толщиной 20 мм, как правило, имеет предел текучести 1000 МПа, удлинение А50 16% и работу удара Akv (для продольных образцов) 45 Дж при -40°С. Несмотря на высокую твердость, прочность и износостойкость, значения ударопрочности при стандартных и физических испытаниях невысоки, также отсутствует эффект самозакаливания (ТРИП).
В настоящее время существует потребность в создании высокопрочной износостойкой стальной полосы с эффектом самозакаливания.
Раскрытие изобретения
Перед настоящим изобретением ставится задача создания высокопрочной износостойкой стальной полосы с твердостью по Бринеллю ≥ НВ 420, толщиной, в частности, 6-25 мм.
Для решения вышеупомянутой задачи износостойкая стальная полоса с твердостью по Бринеллю ≥ НВ 420, имеющая толщину 6-25 мм и следующий химический состав, вес. %: С 0,205-0,25, Si 0,20-1,00, Mn 1,0-1,5, Al 0,02-0,04, Ti 0,01-0,03, N≤0,006, Са≤0,005, более одного элемента из следующих: Cr≤0,70, Ni≤0,50, Mo≤0,30, неустранимые включения Р≤0,015, S≤0,010, остальное - Fe.
Структурно стальная полоса состоит из мартенсита и остаточного аустенита, при этом доля остаточного аустенита составляет 5-10%, ее углеродный эквивалент Ceq составляет 0,57-0,64, полоса имеет толщину 6-15 мм и твердость по Бринеллю ≥ НВ 420.
Предпочтительно, чтобы содержание углерода С составляло 0,205-0,245 вес. %, кремния Si - 0,20-0,99 вес. %, марганца Mn - 1,11-1,45 вес. %, фосфора Р≤0,009 вес. %, серы S≤0,004 вес. %, алюминия Al - 0,021-0,039 вес. %, титана Ti - 0,013-0,022 вес. %, азота N - 0,0033-0,004 вес. %, кальция Са - 0,001-0,003 вес. %, хрома Cr - 0,35-0,65 вес. %, никеля Ni - 0,16-0,40 вес. %, молибдена Мо - 0,18-0,24 вес. %.
Еще одной задачей настоящего изобретения является создание способа производства высокопрочной износостойкой стальной полосы с твердостью по Бринеллю ≥ НВ 420.
Способ производства вышеупомянутой полосы включает вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье или литье под давлением расплавленной стали, при этом при непрерывном литье получают сляб, а при литье под давлением получают пруток, нагрев сляба или прутка при температуре 1150-1250°С, однопроходную или многопроходную (более трех проходов) прокатку в зоне рекристаллизации аустенита, при этом суммарный коэффициент обжатия ≥70%, а температура конца прокатки ≥860°С, водное охлаждение прокатной стальной полосы с минимальной скоростью для получения мартенсита Vмин около 50°С/с до температуры мартенсита Ms в диапазоне 145-185°С, последующее охлаждение полосы воздухом до комнатной температуры, при этом коэффициент затвердевания Р рассчитывается по формуле: P=2,7C+0,4Si+Mn+0,45Ni+0,8Cr+0,45Cu+2Mo, где С, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес. %, минимальная скорость охлаждения для получения мартенсита Vмин рассчитывается по формуле: lgVмин=2,94-0,75P, а начальная температура образования мартенсита Ms рассчитывается по формуле: Ms=561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo, где С, Mn, Cr, Ni, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес. %. Предпочтительно, чтобы температура конца прокатки составляла 860-890°С; прокатную стальную полосу могут быстро охлаждать при помощи водного охлаждения со скоростью 18-50°С/с до температуры 235-280°С.
Автор изобретения обнаружил, что при определенном уровне содержания остаточного аустенита в структуре износостойкой стальной полосы (например ≥5%) стальная полоса может проявлять заметный эффект самозакаливания (ТРИП), что существенно улучшает твердость и износостойкость ее поверхности. ТРИП расшифровывается как "пластичность, наведенная превращением", а ТРИП-эффект (эффект самозакаливания) означает, что когда стальную полосу подвергают штамповке или ударной нагрузке, остаточный аустенит в составе стали в процессе фазового превращения может переходить в мартенсит, в результате чего деформированная часть быстро отвердевает, сопротивляясь дальнейшей деформации, и в то же время деформированная часть переходит в соседнее положение, что дает очень большое удлинение, т.е. высокую пластичность. В случае износостойкой стальной полосы, когда ее подвергают ударной нагрузке или деформации трением о другие материалы, остаточный аустенит в составе деформированной части превращается в мартенсит, поглощая энергию от удара или деформации трением, что снижает потери при истирании и улучшает износостойкость стали. Структура обычной износостойкой стальной полосы, в основном, представляет собой мартенсит или бейнит с небольшим количеством остаточного аустенита, при этом из-за малого содержания остаточного аустенита эффект самозакаливания может не возникать, как например, в износостойкой стальной полосе Hardox 400 производства шведской компании SSAB.
В настоящем изобретении используется необходимое содержание углерода, недорогие легирующие элементы Si и Mn, а также небольшое количество дорогостоящих легирующих элементов Cr, Ni и Мо, без использования Cu, Nb, V, B и пр., что существенно снижает стоимость легирующих элементов стальной полосы и дает значительное преимущество в контексте стоимости сплава. Что касается прокатки, проводить контролируемую прокатку в зоне отсутствия рекристаллизации необязательно, что снижает нагрузку на прокатный стан; нужно лишь при помощи водного охлаждения быстро охладить прокатную стальную полосу со скоростью Vмин около 50°C/с до температуры мартенсита в диапазоне 145-185°C, а затем охладить сталь воздухом до комнатной температуры. Стальная полоса толщиной 6-25 мм структурно состоит из мартенсита и остаточного аустенита (5-10%) и имеет твердость ≥НВ420, предел текучести ≥1000 МПа, удлинение ≥18%, Akv ≥27 Дж при -40°C, а также хорошо гнется в охлажденном состоянии, в частности, проявляет выдающийся эффект самозакаливания при эксплуатации, существенно улучшая поверхностную твердость и износостойкость, что отвечает большому спросу и высоким требованиям к износостойкой стальной полосе в соответствующих отраслях промышленности.
Краткое описание чертежей
На Фиг. 1 схематично показана диаграмма процесса получения итоговой структуры мартенсита и остаточного аустенита, получаемой путем быстрого охлаждения на линии и охлаждения воздухом согласно настоящему изобретению, при этом:
Temp обозначает температуру;
R.T обозначает комнатную температуру;
Bs обозначает начальную температуру бейнитного превращения;
Bf обозначает конечную температуру бейнитного превращения;
Ms обозначает начальную температуру мартенситного превращения;
B-UTC обозначает сверхбыстрое охлаждение.
На Фиг. 2 приведена фотография типичной металлографической структуры сверхпрочной стальной полосы толщиной 15 мм из варианта 3 осуществления настоящего изобретения.
На Фиг. 3 схематично показаны результаты сравнения характера изменения твердости в настоящем изобретении и в традиционной стали при ее поставке и эксплуатации.
Лучший вариант осуществления изобретения
Далее настоящее изобретение подробно описывается на примере конкретных вариантов его осуществления.
В настоящем изобретении, если явно не указано иное, содержание всегда указывается в вес. %.
Для решения задачи создания высокопрочной износостойкой стальной полосы с твердостью по Бринеллю ≥НВ 420, толщиной, в частности, 6-25 мм в настоящем изобретении выбирают базовые химические составляющие и контролируют их содержание в стали в соответствии с приведенным ниже описанием, с указанием причин того или иного выбора.
Углерод: углерод является ключевым элементом, обеспечивающим прочность стальной полосы. Для получения стальной полосы, состоящей, в основном, из мартенсита и остаточного аустенита, углерод представляет собой наиболее важный элемент, который может существенно улучшить способность стальной полосы к упрочнению. Благодаря высокой растворимости углерода в аустените, он может поддерживать высокий уровень стабильности аустенита и более низкое значение мартенситной точки Ms стали, что способствует получению нужного количества остаточного аустенита. В то же время, при увеличении содержания углерода может расти прочность и твердость стали, и снижаться ее пластичность, поэтому если для стальной полосы нужна высокая прочность и твердость, а также доля остаточного аустенита около 5-10%, то содержание углерода в стали не должно быть слишком низким. При комплексном рассмотрении вышеупомянутых факторов для получения твердости НВ 420 в настоящем изобретении подходящим оказывается содержание углерода в диапазоне 0,205-0,25 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание углерода составляло 0,205-0,245 вес. %.
Кремний: добавление кремния в сталь может улучшать ее чистоту и окалиностойкость. Кремний в составе стали способствует упрочнению твердого раствора, также в связи с высокой растворимостью кремния в аустените увеличение содержания кремния способствует увеличению прочности и твердости стали и улучшению стабильности аустенита, в частности, при отпуске стальной полосы после ее прямой закалки на линии и нагрева на линии до температуры в бейнитном диапазоне кремний может способствовать выделению карбидов в мартенсите и диспергированию углерода в остаточном аустените, в результате чего содержание углерода в остаточном аустените увеличивается и аустенит стабилизируется без превращений до достижения комнатной температуры, при этом стальная полоса при комнатной температуре получает смешанную структуру из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита, что дает эффект самозакаливания при эксплуатации, улучшая износостойкость стали. Однако чрезмерное содержание кремния может приводить к снижению ударной вязкости стали, также при нагреве подобной стальной полосы ее окисная пленка становится крайне вязкой, что затрудняет удаление этой пленки после выхода стальной полосы из печи, в результате чего на поверхности прокатной стальной полосы остается большое количество пленки красной окиси, т.е. ухудшается качество поверхности; кроме того, чрезмерное содержание кремния также может негативно влиять на свариваемость стальной полосы. Учитывая все вышесказанное, в настоящем изобретении содержание кремния выбирается в пределах 0,20-1,00 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание кремния составляло 0,20-0,99 вес. %.
Марганец: марганец используется для стабилизации структур аустенита, при этом по своей стабилизирующей способности он уступает лишь такому легирующему элементу, как никель. Марганец является недорогим элементом, позволяющим стабилизировать структуры аустенита и упрочнять сталь легированием. В то же время, марганец может улучшать способность стали к закалке и снижать критическую скорость охлаждения для образования мартенсита. Однако марганец имеет высокую склонность к сегрегации, поэтому его содержание не должно быть слишком высоким, как правило, оно не должно превышать 2,0% для микролегированной стали с низким содержанием углерода. Количество добавляемого марганца в основном зависит от требуемого уровня прочности и твердости стали. В настоящем изобретении содержание марганца регулируется в пределах 1,0-1,5%. Кроме того, марганец вместе с алюминием в составе стали способствует раскислению. Предпочтительно, чтобы содержание марганца составляло 1,11-1,45 вес. %.
Сера и фосфор: в составе стали сера, марганец и прочие элементы образуют пластичное включение - сульфид марганца, который особенно негативно влияет на поперечную деформируемость и ударную вязкость стали, поэтому содержание серы должно быть минимально возможным. Фосфор в составе стали также является вредным элементом и заметно ухудшает деформируемость и ударную вязкость стальной полосы. В настоящем изобретении сера и фосфор являются неустранимыми включениями, содержание которых должно быть сведено до минимума. Учитывая фактические условия производствя стали, в настоящем изобретении требуется содержание фосфора P≤0,015 вес. %, серы S≤0,010 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание фосфора P было ≤0,009 вес. %, а содержание серы S было ≤0,004 вес. %.
Алюминий: в настоящем изобретении алюминий выступает в качестве сильного раскислителя. Чтобы содержание кислорода в стали было как можно меньше, содержание алюминия следует контролировать в пределах 0,02-0,04 вес. %. После раскисления оставшийся алюминий вместе с содержащимся в стали азотом образует включения AlN, что может улучшить прочность стали и во время тепловой обработки уменьшить размер аустенитных зерен. Предпочтительно, чтобы содержание алюминия составляло 0,021-0,039 вес. %.
Титан: титан является элементом с интенсивным карбидообразованием. Добавление небольшого количества титана в сталь позволяет стабилизировать азот, а образуемый TiN может также образовывать аустенитные зерна в прутках в процессе нагрева, без чрезмерного укрупнения, с уменьшением размера исходных аустенитных зерен. В стали титан может вместе с углеродом и серой образовывать, соответственно, TiC, TiS, Ti4C2S2 и другие подобные соединения, которые существуют в виде включений и частиц вторичных фаз. Использование микропримесей титана является традиционным процессом для большинства видов высокопрочной низкоуглеродистой стали. В настоящем изобретении содержание титана регулируется в пределах 0,01-0,03 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание титана находилось в диапазоне 0,013-0,022 вес. %.
Хром: хром способствует увеличению способности стали к упрочнению (закалке) и устойчивости стали против отпуска. Хром демонстрирует хорошую растворимость в аустените и может его стабилизировать. После закаливания большая часть хрома растворяется в мартенсите, а затем в процессе отпуска выделяет такие карбиды, как Cr23C7, Cr7C3, что улучшает прочность и твердость стали. Для поддержания уровня прочности стали можно частично заменять хромом марганец, ослабляя присущую ему тенденцию к сегрегации. Соответственно, в настоящем изобретении хром может добавляться в количестве не более 0,70 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание хрома составляло 0,35-0,65 вес. %.
Никель: никель используется для стабилизации аустенита и не оказывает заметного влияния на прочность. Добавление никеля в сталь, особенно в закаленную и отпущенную сталь, может заметно повышать ее ударную вязкость, в особенности низкотемпературную ударную вязкость, однако никель является дорогостоящим легирующим элементом, поэтому в настоящем изобретении его содержание может составлять не более 0,5 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание никеля составляло 0,16-0,40 вес. %.
Молибден: молибден может существенно уменьшать размер зерен и улучшать прочность и ударную вязкость стали. Он снижает отпускную хрупкость стали при выделении высокодисперсных карбидов во время отпуска, что позволяет существенно усиливать ее матрицу. Поскольку молибден является стратегическим легирующим элементом и имеет очень высокую стоимость, в настоящем изобретении количество добавляемого молибдена составляет не более 0,30 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание молибдена находилось в пределах 0,18-0,24 вес. %.
Кальций: добавление кальция в сталь в основном используется для изменения формы сульфидов, чтобы тем самым улучшить свойства стали в поперечном направлении.
Содержание кальция ≤0,005 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание кальция составляло 0,001-0,003 вес. %.
Азот: сталь в настоящем изобретении не содержит таких микролегирующих элементов, как ниобий Nb и ванадий V, и формы упрочнения представляют собой упрочнение со сменой фазы и карбидное дисперсионное твердение при отпуске. Азот в количестве ≤60 ppm может стабилизировать титан в количестве 0,01-0,03 вес. % с образованием TiN, что предотвращает чрезмерное укрупнение аустенитных зерен при нагреве стальной заготовки. В настоящем изобретении содержание азота ≤0,006 вес. %. Предпочтительно, чтобы содержание азота составляло 0,0033-0,004 вес. %.
В настоящем изобретении добавление таких элементов, как углерод и никель, которые способны улучшать стабильность аустенита, может увеличивать содержание остаточного аустенита в закаленной стали, что способствует проявлению эффекта самозакаливания в стали. Кроме того, процесс контролирования итоговой температуры охлаждения и отсутствие отпуска также может повышать содержание остаточного аустенита.
Следующие процессы оказывают влияние на продукты настоящего изобретения:
вакуумная дегазация: обеспечивают содержание в расплавленной стали базовых компонент, удаляются такие вредные газы, как кислород и водород, добавляют необходимые легирующие элементы, такие как марганец и титан, и обеспечивают корректировку их содержания;
непрерывное литье или литье под давлением: обеспечивают однородность внутренних компонентов заготовки и хорошее качество ее поверхности, при этом статические бруски, образуемые при литье под давлением, необходимо скручивать в прутки;
нагрев и прокатка: нагревают полученный непрерывным литьем сляб или полученный литьем под давлением пруток при температуре 1150-1250°С,
чтобы получить равномерную структуру аустенита, а также добиться частичного растворения соединений таких легирующих элементов, как титан и хром. Подвергают сляб или пруток однопроходной или многопроходной (более трех проходов) прокатке в температурном диапазоне рекристаллизации аустенита для получения стальной полосы, при этом суммарный коэффициент обжатия составляет не менее 70%, а температура конца прокатки не меньше 860°С (предпочтительно, 860-890°С);
быстрое охлаждение: получают коэффициент затвердевания Р по формуле (i), рассчитывают по формуле (ii) критическую скорость охлаждения Vмин для получения мартенсита, затем по формуле (iii) получают начальную температуру образования мартенсита Ms. При помощи водного охлаждения быстро охлаждают прокатную стальную полосу со скоростью Vмин около 50°С/с (предпочтительно, 16-50°С/с) до температуры Ms в диапазоне 145-185°С, после чего охлаждают сталь воздухом до комнатной температуры. В процессе быстрого охлаждения большая часть легирующих элементов растворяется в мартенсите, и, благодаря контролю над итоговой температурой охлаждения, в структуре остается определенное количество остаточного аустенита, например, 5-10%. Наличие остаточного аустенита обеспечивает проявление эффекта самозакаливания в стальной полосе при эксплуатации.
В настоящем изобретении благодаря выбору компонентного состава, использования контролированной прокатки, быстрого охлаждения и регулирования итоговой температуры охлаждения можно добиться уменьшения размера зерен, получения фазового превращения и дисперсионного твердения стальной полосы. На Фиг. 1 схематично показан контролируемый процесс получения структуры стальной полосы. В итоговой структуре стальной полосы имеется мартенсит и остаточный аустенит, например, см. Фиг. 2, на которой показан типичный пример структуры стальной полосы 15 мм толщиной. Стальная полоса толщиной 6-25 мм имеет твердость ≥ НВ 420, предел текучести ≥1000 МПа, удлинение ≥18%, Akv≥27Дж при -40°С, а также хорошо гнется в охлажденном состоянии, в частности проявляет выдающийся эффект самозакаливания при эксплуатации, что существенно улучшает поверхностную прочность, твердость и износостойкость стали, удовлетворяя большому спросу и высоким требованиям к износостойкой стальной полосе в соответствующих отраслях промышленности. На Фиг. 3 схематично изображен эффект увеличения поверхностной твердости стальной полосы при эксплуатации.
Высокопрочная износостойкая стальная полоса, изготовленная в соответствии с вышеуказанным компонентным составом и способом контролирования процесса, используется для производства компонентов в различных отраслях промышленности. Поскольку стальная полоса обладает выдающимся эффектом самозакаливания, при поставке она имеет низкую твердость, что облегчает ее обработку потребителями, а при эксплуатации твердость может существенно улучшаться, что заметно повышает износостойкость стали.
Варианты осуществления изобретения.
Далее настоящее изобретение подробно описывается на примере конкретных вариантов его осуществления. Представленные варианты осуществления описывают лишь оптимальные виды исполнения настоящего изобретения и не ограничивают его объема. В таблице 1 указаны компоненты состава стали, углеродные эквиваленты и минимальная скорость охлаждения для стальной полосы согласно вариантам осуществления, в таблице 2 приведены параметры процесса производства полосы, а в таблице 3 указаны свойства готовой стальной полосы, получаемой в вариантах осуществления изобретения.
Вариант 1.
После выплавки расплавленной стали согласно соотношениям из таблицы 1 и вакуумной дегазации выполняют непрерывное литье или литье под давлением, в результате чего получают сляб толщиной 80 мм. Сляб нагревают при температуре 1200°C, подвергают многопроходной прокатке в температурном диапазоне рекристаллизации аустенита до получения стальной полосы толщиной 6 мм, при этом суммарный коэффициент обжатия составляет 94%, а температура конца прокатки равняется 890°C; затем охлаждают полосу до температуры 250°C со скоростью 50°C/с, после чего охлаждают стальную полосу воздухом до комнатной температуры.
Схемы процессов в вариантах 2-6 аналогичны варианту 1, подробное описание компонентов стали и параметров процесса приведено в таблицах 1 и 2. Свойства готовой стальной полосы из вариантов осуществления указаны в таблице 3.
Компоненты состава стали, Ceq и критическая скорость охлаждения Vмин для получения мартенсита согласно вариантам 1-6
Figure 00000001
Figure 00000002
Проверка 1: Механические свойства стальной полосы.
В таблице 3 показаны результаты измерений механических свойств стальной полосы, в том числе предела текучести, предела прочности, удлинения и ударопрочности при -40°C, в соответствии с GB/T228-2002 (металлические материалы - испытание на растяжение при комнатной температуре) и GB 2106-1980 (металлические материалы - ударные испытания по Шар пи на образцах с V-образным надрезом).
Проверка 2: Твердость.
В таблице 3 показаны результаты измерения твердости по Бринеллю в соответствии с испытанием GB/T 231.1-2009 для вариантов осуществления 1-6 настоящего изобретения.
Figure 00000003
М: мартенсит $
AR: остаточный аустенит, 5-10%/
Проверка 3:
В таблице 3 приведены результаты измерения металлографических структур стали из вариантов осуществления настоящего изобретения при помощи оптического микроскопа. Металлографическая структура стальной полосы во всех вариантах осуществления представляет собой мартенсит и 5-10% остаточного аустенита.
На Фиг. 2 изображена фотография типичной металлографической структуры сверхпрочной стальной полосы толщиной 15 мм из варианта 3 осуществления настоящего изобретения. В других вариантах осуществления изобретения получаются аналогичные металлографические структуры.
Проверка 4: Поперечный изгиб в охлажденном состоянии.
Выполняют тест на поперечный изгиб в охлажденном состоянии стальной полосы из вариантов осуществления 1-6 в соответствии с GB/T 232-2010 (металлические материалы - испытание на изгиб), d=2a, 180°; результаты приведены в таблице 3.
Проверка 5: Проверка сварочных характеристик.
В таблице 4 приведены результаты оценки сварочных характеристик варианта 6 осуществления настоящего изобретения, которая проводилась в соответствии с GB 4675.1-84 (испытание на трещиностойкость, наклонный Y-образный стык). Из таблицы 4 видно, что стальная полоса из варианта 6 не образует трещин при сварке при предварительном нагреве до 75°C, что указывает на отличные сварочные характеристики стальной полосы из настоящего изобретения.
Figure 00000004
В других вариантах осуществления получаются те же результаты, иными словами, скорость распространения поверхностных трещин (%), скорость распространения трещин в корне шва (%) и скорость распространения трещин в сечении (%) все равны 0.
Проверка 6: Испытание на износостойкость.
Испытание на износостойкость проводили в машине для испытаний на абразивное истирание MG2000. На фрикционном диске размещали цилиндрический образец диаметром 5,0 мм и длиной 20 мм, и начинали круговое вращение. На фрикционном диске приклеена шлифовальная бумага 10#, нагрузка давлением составляет 30 Н, образец проверяли на потери от истирания. Образец имел относительную скорость 0,8 м/с, длина участка трения составляла 200 мм, испытание проводилось при температуре Т=25°C. Для взвешивания использовали фотоэлектрические аналитические весы TG328A, уменьшение веса образца после испытания указывает на потери от истирания.
Проводили сравнительные испытания износостойкости варианта 2 осуществления настоящего изобретения и износостойкой стали HARDOX 400 производства шведской компании SSAB. Поскольку в варианте 2 и сравнительном материале твердость различна, вариант 2 брали за эталон и относительно него пересчитывали твердость и потери на износ износостойкой стальной полосы HARDOX 400 (с твердостью НВ 405), указывая абсолютные потери на износ, различие в твердости и различие в потерях на износ; эти значения приведены в таблице 5. Из таблицы 5 видно, что, в сравнении со стальной полосой производства шведской компании SSAB, сверхпрочная износостойкая стальная полоса из настоящего изобретения отличается существенно улучшенной износостойкостью (ок. 30%).
В других вариантах осуществления изобретения износостойкость стальной полосы также оказывается лучше, чем у стальной полосы HARDOX 400 (твердость которой равна НВ 400) производства шведской компании SSAB.
Figure 00000005
Из описанных выше вариантов осуществления изобретения видно, что благодаря использованию вышеуказанного надлежащего компонентного состава и параметров процесса можно получить отпущенную стальную полосу толщиной 6-25 мм, которая имеет твердость ≥НВ 420, предел текучести ≥1000 МПа, удлинение А50≥18%, Akv≥27 Дж при -40°C, а также хорошо гнется в охлажденном состоянии, при этом структурные составляющие стали представляют собой мартенсит и остаточный аустенит (5-10%). Стальная полоса имеет хорошие сварочные характеристики и высокую износостойкость, примерно на 30% выше, чем у импортной износостойкой стальной полосы с твердостью НВ 400. В частности, при поставке стальная полоса имеет низкую твердость, что облегчает ее обработку потребителями, тогда как при эксплуатации стали, благодаря выдающемуся эффекту самозакаливания, ее поверхностная прочность, твердость и износостойкость могут существенно улучшаться, что заметно повышает износостойкость стали, удовлетворяя большому спросу и высоким требованиям к износостойкой стальной полосе в соответствующих отраслях промышленности.

Claims (19)

1. Износостойкая стальная полоса с твердостью по Бринеллю ≥ НВ 420, имеющая толщину 6-25 мм и следующий химический состав, вес.%: С 0,205-0,25, Si 0,20-1,00, Mn 1,0-1,5, Al 0,02-0,04, Ti 0,01-0,03, N≤0,006, Са≤0,005, более одного элемента из следующих: Cr≤0,70, Ni≤0,50, Мо≤0,30, неизбежные примеси Р≤0,015, S≤0,010, остальное - Fe.
2. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что ее углеродный эквивалент Ceq составляет 0,57-0,64.
3. Стальная полоса по п.1 или 2, отличающаяся тем, что содержание С составляет 0,205-0,245 вес.%.
4. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Si составляет 0,20-0,99 вес.%.
5. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Mn составляет 1,11-1,45 вес.%.
6. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Р≤0,009 вес.%.
7. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание S≤0,004 вес.%.
8. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Al составляет 0,021-0,039 вес.%.
9. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Ti составляет 0,013-0,022 вес.%.
10. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание N составляет 0,0033-0,004 вес.%.
11. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Са составляет 0,001-0,003 вес.%.
12. Стальная полоса п.1, отличающаяся тем, что содержание Cr составляет 0,35-0,65 вес.%.
13. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Ni составляет 0,16-0,40 вес. %.
14. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Мо составляет 0,18-0,24 вес. %.
15. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что ее структурные составляющие представляют собой отпущенный мартенсит и 5-10% остаточного аустенита.
16. Способ производства износостойкой стальной полосы по п.1, включающий вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье расплавленной стали с получением сляба, нагрев сляба при температуре 1150-1250°С, однопроходную или многопроходную прокатку в более чем три прохода в зоне рекристаллизации аустенита, при этом суммарный коэффициент обжатия составляет ≥70%, а температура конца прокатки ≥860°С, водное охлаждение прокатной стальной полосы с минимальной скоростью для получения мартенсита Vмин около 50 °С/с до температуры мартенсита Ms в диапазоне 145-185°С, последующее охлаждение полосы воздухом до комнатной температуры, при этом коэффициент затвердевания Р рассчитывают по формуле
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,45Ni+0,8Cr+0,45Cu+2Mo,
где С, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%,
минимальную скорость охлаждения для получения мартенсита Vмин рассчитывают по формуле
lgVмин=2,94-0,75P,
а начальную температуру образования мартенсита Ms рассчитывают по формуле
Ms=561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo,
где С, Mn, Cr, Ni, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%.
17. Способ по п.16, отличающийся тем, что температура конца прокатки составляет 860-890°С.
18. Способ по п.16 или 17, отличающийся тем, что прокатную стальную полосу быстро охлаждают при помощи водного охлаждения со скоростью 18-50°С/с до температуры 235-280°С.
19. Способ производства износостойкой стальной полосы по п.1, включающий вакуумную дегазацию стали, литье под давлением расплавленной стали с получением прутка, нагрев прутка при температуре 1150-1250°С, однопроходную или многопроходную прокатку в более чем три прохода в зоне рекристаллизации аустенита, при этом суммарный коэффициент обжатия составляет ≥70%, а температура конца прокатки ≥860°С, водное охлаждение прокатной стальной полосы с минимальной скоростью для получения мартенсита Vмин около 50°С/с до температуры мартенсита Ms в диапазоне 145-185°С, последующее охлаждение полосы воздухом до комнатной температуры, при этом коэффициент затвердевания Р рассчитывают по формуле
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,45Ni+0,8Cr+0,45Cu+2Mo,
где С, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%,
минимальную скорость охлаждения для получения мартенсита Vмин рассчитывают по формуле
lgVмин=2,94-0,75P,
а начальную температуру образования мартенсита Ms рассчитывают по формуле
Ms=561-474С-33Mn-17Cr-17Ni-21Мо,
где С, Mn, Cr, Ni, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%.
RU2014110120/02A 2011-11-25 2012-05-25 Износостойкая стальная полоса и способ ее производства RU2593566C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201110383513.1A CN102560272B (zh) 2011-11-25 2011-11-25 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
CN201110383513.1 2011-11-25
PCT/CN2012/076058 WO2013075473A1 (zh) 2011-11-25 2012-05-25 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2014110120A RU2014110120A (ru) 2015-09-20
RU2593566C2 true RU2593566C2 (ru) 2016-08-10

Family

ID=46406870

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2014110120/02A RU2593566C2 (ru) 2011-11-25 2012-05-25 Износостойкая стальная полоса и способ ее производства

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9695487B2 (ru)
EP (1) EP2784170B1 (ru)
JP (1) JP5833751B2 (ru)
KR (1) KR20140020351A (ru)
CN (1) CN102560272B (ru)
BR (1) BR112014000376B1 (ru)
CA (1) CA2837130C (ru)
RU (1) RU2593566C2 (ru)
WO (1) WO2013075473A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2747056C1 (ru) * 2017-08-22 2021-04-23 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Применение подвергнутой закалке и перераспределению стали для изготовления формованного, работающего на износ компонента
RU2819029C1 (ru) * 2020-07-29 2024-05-08 Корея Рэилроуд Ресеч Институт Легированная сталь, применяемая при изготовлении сцепных устройств железнодорожного подвижного состава

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5966730B2 (ja) * 2012-07-30 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN102747280B (zh) * 2012-07-31 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN102876969B (zh) 2012-07-31 2015-03-04 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN103805869B (zh) * 2012-11-15 2016-01-27 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103805851B (zh) * 2012-11-15 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度低成本热轧q&p钢及其生产方法
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
CN103194684B (zh) * 2013-03-28 2016-08-03 宝山钢铁股份有限公司 一种耐磨钢板及其制造方法
CN103205627B (zh) * 2013-03-28 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高性能耐磨钢板及其制造方法
CN103255341B (zh) * 2013-05-17 2015-07-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性热轧耐磨钢及其制造方法
MX2015016224A (es) 2013-06-07 2016-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero tratado con calor y metodo para la fabricacion del mismo.
CN104328336B (zh) * 2014-11-06 2016-04-20 东北大学 一种亚微米奥氏体强韧化的高强韧薄钢板及其制备方法
CN104451403B (zh) * 2014-12-05 2016-08-17 武汉钢铁(集团)公司 低温用hb450级复相组织耐磨钢及其生产方法
US11035018B2 (en) * 2016-04-19 2021-06-15 Jfe Steel Corporation Abrasion-resistant steel plate and method of producing abrasion-resistant steel plate
WO2017183059A1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP6583374B2 (ja) * 2016-09-28 2019-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
MX2019010416A (es) * 2017-03-13 2019-10-15 Jfe Steel Corp Placa de acero resistente a la abrasion y metodo de fabricacion de la misma.
CN108930001B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种浆体疏浚用高硬度耐磨蚀钢板及其生产方法
CN108950421B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 硬度600hb浆体疏浚管用耐磨蚀钢板及其生产方法
CN108930002B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 硬度500hb浆体疏浚管用耐磨蚀钢板及其生产方法
CN108950422B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 硬度550hb浆体疏浚管用耐磨蚀钢板及其生产方法
CN109835014B (zh) * 2017-11-28 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种高强高韧耐磨复合钢板及其制造方法
CN108660374A (zh) * 2018-05-23 2018-10-16 山东钢铁股份有限公司 一种淬火矫直短流程耐磨钢板及其制备方法
CN109778070B (zh) * 2019-04-02 2021-02-09 南阳汉冶特钢有限公司 一种钢板及其生产方法
CN110592491B (zh) * 2019-10-12 2021-11-16 东北大学 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法
CN111020375B (zh) * 2019-11-14 2021-01-08 山东钢铁股份有限公司 一种v-n微合金化钢中厚板及其生产工艺
CN111485180B (zh) * 2020-04-16 2021-08-31 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法
CN112553543A (zh) * 2020-11-30 2021-03-26 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112575264A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112575263A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112981232B (zh) * 2021-01-21 2022-09-30 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种连铸坯成材低压缩比高探伤质量要求的12Cr2Mo1VR钢板及生产工艺
CN113025898A (zh) * 2021-02-26 2021-06-25 重庆钢铁股份有限公司 一种低锰低硅微钛合金化q355b结构钢板及其生产方法
CN113025914B (zh) * 2021-03-04 2022-02-01 东北大学 一种高性能在线淬火高强度钢管及其生产方法
CN113106340A (zh) * 2021-03-29 2021-07-13 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种450hb级稀土高耐磨性钢板
CN113308648B (zh) * 2021-05-14 2022-11-15 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种冷轧马氏体钢基板及其生产方法
WO2024161363A1 (en) 2023-02-04 2024-08-08 Tata Steel Limited A high-strength hot-rolled wear resistant steel and a method of manufacturing thereof

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
UA79531C2 (en) * 2003-01-15 2007-06-25 Usinor High strength hot-rolled steel of and method for producing bands from it
CN101638755A (zh) * 2009-08-21 2010-02-03 东北大学 高韧性超高强度耐磨钢板及其生产方法
CN101691640A (zh) * 2009-09-01 2010-04-07 东北大学 一种高强度低合金耐磨钢板及其制造方法
CN102041458A (zh) * 2009-10-23 2011-05-04 宝山钢铁股份有限公司 低合金耐磨钢及其制造方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6383225A (ja) * 1986-09-26 1988-04-13 Kawasaki Steel Corp 高硬度鋼板の製造方法
JPS63307249A (ja) * 1987-06-09 1988-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接用耐摩耗鋼板
JPH01172514A (ja) * 1987-12-25 1989-07-07 Nippon Steel Corp 耐熱亀裂性に優れた高硬度高靭性耐摩耗鋼の製造法
JP2002256382A (ja) * 2000-12-27 2002-09-11 Nkk Corp 耐摩耗鋼板及びその製造方法
JP4812220B2 (ja) * 2002-05-10 2011-11-09 株式会社小松製作所 高硬度高靭性鋼
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847272B1 (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
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP4735167B2 (ja) * 2005-09-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法
CN101353763A (zh) * 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
JP5145805B2 (ja) * 2007-07-26 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 ガス切断面性状および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板
JP5145804B2 (ja) * 2007-07-26 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板
JP5145803B2 (ja) * 2007-07-26 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板
CN101451219A (zh) * 2007-12-03 2009-06-10 舞阳钢铁有限责任公司 高强度耐磨钢板及其制备方法
JP5369458B2 (ja) * 2008-03-17 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼
JP5146051B2 (ja) * 2008-03-27 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性および変形能に優れた板厚：２５ｍｍ以上の高強度鋼管用鋼材およびその製造方法
CN101555574B (zh) * 2008-04-11 2011-06-15 宝山钢铁股份有限公司 一种高回火抗力耐磨钢
CN101676425B (zh) * 2008-09-18 2011-07-20 宝山钢铁股份有限公司 高强度马氏体耐磨钢
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
CN102127705B (zh) * 2010-01-12 2013-07-17 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高硬度耐磨钢
JP5537394B2 (ja) 2010-03-03 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5655356B2 (ja) * 2010-04-02 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温焼戻脆化割れ性に優れた耐摩耗鋼板
CN102234743A (zh) * 2010-04-23 2011-11-09 宝山钢铁股份有限公司 一种低碳马氏体钢板及其制造方法
CN101880831B (zh) * 2010-06-13 2012-07-04 东北大学 一种高强度高韧性低合金耐磨钢的制造方法
CN101948987B (zh) * 2010-09-21 2012-05-30 武汉钢铁(集团)公司 一种高强度高韧性钢板的制造方法
JP5683327B2 (ja) * 2011-03-07 2015-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
UA79531C2 (en) * 2003-01-15 2007-06-25 Usinor High strength hot-rolled steel of and method for producing bands from it
CN101638755A (zh) * 2009-08-21 2010-02-03 东北大学 高韧性超高强度耐磨钢板及其生产方法
CN101691640A (zh) * 2009-09-01 2010-04-07 东北大学 一种高强度低合金耐磨钢板及其制造方法
CN102041458A (zh) * 2009-10-23 2011-05-04 宝山钢铁股份有限公司 低合金耐磨钢及其制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2747056C1 (ru) * 2017-08-22 2021-04-23 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Применение подвергнутой закалке и перераспределению стали для изготовления формованного, работающего на износ компонента
US11535905B2 (en) 2017-08-22 2022-12-27 Thyssenkrupp Ag Use of a Q and P steel for producing a shaped component for high-wear applications
RU2819029C1 (ru) * 2020-07-29 2024-05-08 Корея Рэилроуд Ресеч Институт Легированная сталь, применяемая при изготовлении сцепных устройств железнодорожного подвижного состава

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013075473A1 (zh) 2013-05-30
BR112014000376A2 (pt) 2017-02-14
CN102560272A (zh) 2012-07-11
JP2014520954A (ja) 2014-08-25
CA2837130A1 (en) 2013-05-30
EP2784170A4 (en) 2016-04-13
CN102560272B (zh) 2014-01-22
EP2784170A1 (en) 2014-10-01
US20140124102A1 (en) 2014-05-08
RU2014110120A (ru) 2015-09-20
KR20140020351A (ko) 2014-02-18
EP2784170B1 (en) 2018-08-08
BR112014000376B1 (pt) 2019-07-02
CA2837130C (en) 2016-04-05
JP5833751B2 (ja) 2015-12-16
US9695487B2 (en) 2017-07-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2593566C2 (ru) Износостойкая стальная полоса и способ ее производства
US10745785B2 (en) High-performance low-alloy wear-resistant steel plate and method of manufacturing the same
US10494706B2 (en) High-toughness low alloy wear-resistant steel sheet and method of manufacturing method thereof the same
US10208369B2 (en) High-hardness low-alloy wear-resistant steel sheet and method of manufacturing the same
US9797033B2 (en) High-strength, high-toughness, wear-resistant steel plate and manufacturing method thereof
JP4538094B2 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法
JP4735167B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法
JP4897125B2 (ja) 高強度鋼板とその製造方法
RU2593567C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса с высокой ударной вязкостью и пределом текучести 700 мпа и способ ее производства
JP4735191B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
KR101033711B1 (ko) 고온 내마모성 및 굽힘 가공성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조 방법
JP4238832B2 (ja) 耐摩耗鋼板及びその製造方法
CA2899570A1 (en) Thick, tough, high tensile strength steel plate and production method therefor
JP5683327B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板
US20170369958A1 (en) Thick-walled high-toughness high-strength steel plate and method for manufacturing the same
US11408048B2 (en) High-strength, hot rolled abrasive wear resistant steel strip
CN102373384A (zh) 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
RU2533469C1 (ru) Способ производства листовой стали с высокой износостойкостью
KR101560943B1 (ko) 저온 인성이 우수한 강관용 열연강판 및 그 제조방법
JP4133175B2 (ja) 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法
EP3666910B1 (en) Low phosphorus, zirconium micro-alloyed, fracture resistant steel alloys
RU2652281C1 (ru) Способ производства горячекатаных листов из высокопрочной стали
KR101096991B1 (ko) 용접좌굴변형이 적은 강판 및 그 제조방법
RU2808637C1 (ru) Способ производства листового проката толщиной 8-50 мм из хладостойкой высокопрочной высокотвердой стали
RU2726056C1 (ru) Листовой прокат, изготовленный из высокопрочной стали