JP6477983B1 - オーステナイト系耐摩耗鋼板 - Google Patents
オーステナイト系耐摩耗鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6477983B1 JP6477983B1 JP2018542295A JP2018542295A JP6477983B1 JP 6477983 B1 JP6477983 B1 JP 6477983B1 JP 2018542295 A JP2018542295 A JP 2018542295A JP 2018542295 A JP2018542295 A JP 2018542295A JP 6477983 B1 JP6477983 B1 JP 6477983B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- less
- austenite
- steel sheet
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
-
- 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
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—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
- C21D8/0247—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
- 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
-
- 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
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- 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
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- 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
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- 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
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- 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
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- 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
Description
[1] 本発明の一態様に係るオーステナイト系耐摩耗鋼板は、化学組成が、質量%で、
C:0.2〜1.6%、
Si:0.01〜2.00%、
Mn:2.5〜30.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0100%以下、
Cu:0〜3.0%、
Ni:0〜3.0%、
Co:0〜3.0%、
Cr:0〜5.0%、
Mo:0〜2.0%、
W:0〜2.0%、
Nb:0〜0.30%、
V:0〜0.30%、
Ti:0〜0.30%、
Zr:0〜0.30%、
Ta:0〜0.30%、
B:0〜0.300%、
Al:0.001〜0.300%、
N:0〜1.000%、
O:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.0100%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記Cおよび前記Mnの質量%での含有量をそれぞれC、およびMnと表したとき、−13.75×C+16.5≦Mn≦−20×C+30を満たし、
金属組織が、体積分率で、
オーステナイト:40%以上、95%未満、
εマルテンサイト:0〜60%、
α’マルテンサイト:0〜60%からなり、
前記εマルテンサイトおよび前記α’マルテンサイトの合計:5〜60%であり、
前記オーステナイトの平均粒径が40〜300μmである。
[2] 上記[1]に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板では、化学組成が、下記式を満たしてもよい。
−C+0.8×Si−0.2×Mn−90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≧3.2
前記式中の各元素記号はそれぞれの元素の質量%での含有量を示す。
[3] 上記[1]または[2]に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板では、前記化学組成が、質量%で、
O:0.0001〜0.0100%、
Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量の合計:0.0001〜0.0100%であってもよい。
[4] 上記[3]に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板では、前記化学組成が、質量%で、
S:0.0001〜0.0050%であり、
OおよびSの質量%での含有量がO/S≧1.0を満たしてもよい。
[5] 上記[1]〜[4]のいずれか1項に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板では、前記化学組成が、CおよびMnの質量%での含有量をそれぞれC、及びMnと表したとき、
−6.5×C+16.5≦Mn≦−20×C+30を満たしてもよい。
[6] 上記[1]〜[5]のいずれか1項に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板では、前記化学組成が、質量%で、
Cu:0〜0.2%
であってもよい。
まず、本実施形態に係るオーステナイト系耐摩耗鋼板に含まれる各成分の限定理由について説明する。なお、元素の含有量に関する「%」は、特に断りがない限り、「質量%」を意味する。
Cは、オーステナイトを安定化し、耐摩耗性を改善する。鋼板の耐摩耗性の改善のためには、C含有量は0.2%以上であることが必要である。特に高い耐摩耗性が必要な場合には、C含有量は0.3%以上、0.5%以上、0.6%以上又は0.7%以上であることが好ましい。一方、C含有量が1.6%を超えると、鋼中に炭化物が粗大かつ多量に生成することで、鋼板において高い靱性を得ることができない。よって、C含有量は1.6%以下とする。C含有量は、1.4%以下、又は1.2%以下とすることがより好ましい。一層の靱性向上のため、C含有量は1.0%以下、又は0.8%以下でもよい。
Siは、通常、脱酸元素であり、固溶強化元素でもあるが、CrやFeの炭化物の生成を抑制する効果がある。本発明者らは、炭化物の生成を抑制する元素を種々検討し、Siを所定量含有させることで、炭化物の生成が抑制されることを見出した。具体的には、本発明者らは、Si含有量を0.01〜2.00%とすることで、炭化物の生成が抑制されることを見出した。0.01%未満のSi含有量では、炭化物の生成を抑制する効果が得られない。一方、2.00%超のSi含有量では、鋼中に粗大な介在物を発生させ、鋼板の延性および靱性の劣化を引き起こす場合がある。Si含有量は0.10%以上、又は0.30%以上とすることが好ましい。また、Si含有量は1.50%以下、又は1.00%以下とすることが好ましい。
Mnは、Cとともにオーステナイトを安定化させる元素である。Mn含有量は、2.5〜30.0%とする。オーステナイト安定化の向上のため、Mn含有量は、5.0%以上、10.0%以上、12.0%以上、又は15.0%以上とすることが好ましい。Mn含有量は、25.0%以下、20.0%以下、又は18.0%以下とすることが好ましい。
Pは粒界に偏析し、鋼板の延性や靭性を低下させるので、可能な限り低減することが好ましい。そのため、P含有量を0.050%以下とする。P含有量は、0.030%以下、又は0.020%以下とすることが好ましい。Pは一般に溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。ただし、P含有量を過剰に低減すると、製造コストが上昇する場合がある。そのため、P含有量の下限を0.001%以上、又は0.002%以上としてもよい。
Sは、不純物であり、過剰に含有させると粒界に偏析し、又は粗大なMnSを生成し、鋼板の延性や靭性を低下させる。そのため、S含有量を0.0100%以下とする。S含有量は0.0060%以下、0.0040%以下、又は0.0020%以下とすることが好ましい。S含有量の下限は0%である。後述するようにSは、O、並びにMg、Caおよび/またはREM(希土類金属:Rare−Earth Metal)と鋼中で微細な酸硫化物を生成させることで、オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、鋼板の靭性、特に溶接熱影響部(HAZ:Heat−Affected Zone)の靭性を向上させる効果がある。上記効果を得るために、S含有量を0.0001%以上、0.0005%以上、又は0.0010%以上としてもよい。なお、本実施形態において、「酸硫化物」とは、OおよびSの両方を含有する化合物だけでなく、酸化物および硫化物をも包含するものである。
Cu、NiおよびCoは、鋼板の靭性を向上させ、且つオーステナイトを安定化させる。しかし、Cu、Ni、Coのうち1種でもその含有量が3.0%を超えると、鋼板の靭性を向上させる効果が飽和し、コストも増加する。そのため、これらの元素を含有させる場合は、各元素の含有量をそれぞれ、3.0%以下とする。Cu含有量、Ni含有量、およびCo含有量はそれぞれ、2.0%以下、1.0%以下、0.5%以下、又は0.3%以下とすることが好ましい。特に、Cu含有量については、0.2%以下とすることがより好ましい。オーステナイト安定化のため、Cu含有量は、0.02%以上、0.05%以上、又は0.1%以上としてもよく、Ni含有量およびCo含有量はそれぞれ、0.02%以上、0.05%以上、0.1%以上、又は0.2%以上としてもよい。
Crは、鋼の加工硬化特性を向上させる。Cr含有量が5.0%を超えると、粒界炭化物の析出を促進させ、鋼板の靭性を低下させる。そのため、Cr含有量は5.0%以下とする。Cr含有量は2.5%以下、又は1.5%以下とすることが好ましい。加工硬化特性の向上のため、Cr含有量は0.05%以上、又は0.1%以上としてもよい。
MoとWは、鋼を強化し、オーステナイト相におけるCの活量を低下させ、オーステナイト粒界に析出するCrやFeの炭化物の析出を抑制し、鋼板の靭性や延性を改善する。ただし、過剰に含有させても上記効果は飽和する一方、コストが増加する。このため、Mo含有量およびW含有量はそれぞれ2.0%以下とする。好ましくは、Mo含有量およびW含有量はそれぞれ1.0%以下、0.5%以下、又は0.1%以下とする。上記効果を確実に得るために、Mo含有量およびW含有量はそれぞれ、0.01%以上、0.05%以上、又は0.1%以上としてもよい。
Nb、V、Ti、ZrおよびTaは、鋼中で炭窒化物などの析出物を生成させる。これらの析出物は、鋼の凝固時に結晶粒の粗大化を抑制することで、鋼の靭性を向上させる。また、上記元素は、オーステナイト中のCやNの活量を低下させ、セメンタイトやグラファイトなどの炭化物の生成を抑制する。さらに、上記元素は、固溶強化や析出強化によって鋼を強化させる。
Bは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界破壊を抑制し、鋼板の耐力や延性を向上させる。しかし、B含有量が0.300%を超えると、鋼板の靱性が劣化する場合がある。よって、B含有量は0.300%以下とする。B含有量は0.250%以下とすることが好ましい。粒界破壊を抑制するため、B含有量を0.0002%以上、又は0.001%以上としてもよい。
Alは、脱酸元素であり、固溶強化元素であるが、Siと同様に、CrやFe炭化物の生成を抑制する。本発明者らは、炭化物の生成を抑制する元素を種々検討した結果、Al含有量が所定量以上となると、炭化物の生成が抑制されることを見出した。具体的には、本発明者らは、Al含有量を0.001〜0.300%とすることで、炭化物の生成が抑制されることを見出した。0.001%未満のAl含有量では、炭化物の生成を抑制する効果が得られない。一方、0.300%超のAl含有量では、粗大な介在物を発生させ、鋼板の延性および靱性の劣化を引き起こす場合がある。Al含有量は0.003%以上、又は0.005%以上とすることが好ましい。また、Al含有量は0.250%以下、又は0.200%以下とすることが好ましい。
Nは、オーステナイトの安定化及び鋼板の耐力向上に有効な元素である。Nは、オーステナイト安定化の元素として、Cと同等の効果を有する。Nは、粒界析出による靱性劣化などの悪影響を及ぼさず、極低温での強度を上昇させる効果がCよりも大きい。また、Nは、窒化物形成元素と共存することによって、鋼中に微細な窒化物を分散させるという効果を有する。N含有量が1.000%を超えると、鋼板の靱性が著しく劣化する場合がある。そのため、N含有量は1.000%以下とする。N含有量は0.300%以下、0.100%以下、又は0.030%以下とすることがより好ましい。Nは不純物として一定量混入する場合もあるが、上記の高強度化等のため、N含有量を0.003%以上としてもよい。N含有量は、0.005%以上、0.007%以上、又は0.010%以上とすることがより好ましい。
Oは不純物として鋼中に一定量混入する場合があるが、HAZにおける結晶粒の微細化による高靭性化の効果を有する。一方、O含有量が0.0100%を超えると、酸化物の粗大化や粒界への偏析により、HAZにおける延性や靭性が却って低下する場合がある。そのため、O含有量は0.0100%以下とする。O含有量は、0.0070%以下、又は0.0050%以下とすることがより好ましい。高靱性化のため、O含有量を0.0001%以上、又は0.0010%以上としてもよい。
Mg、CaおよびREMは、高Mn鋼で多量に生成し、鋼板の延性や靭性を著しく低下させるMnSの生成を抑制する。一方、これら元素の含有量が過剰になると、鋼中に粗大な介在物を多量に発生させ、鋼板の延性および靱性の劣化を引き起こす。そのため、Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量はそれぞれ0.0100%以下とする。Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量はそれぞれ、0.0070%以下、又は0.0050%以下とすることがより好ましい。MnSの生成抑制のため、Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量はそれぞれ、0.0001%以上としてもよい。Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量はそれぞれ、0.0010%以上、又は0.0020%以上としてもよい。
なお、REM(希土類金属元素)は、Sc、Y及びランタノイドからなる合計17元素を意味する。REMの含有量とは、これらの17元素の含有量の合計を意味する。
後述の理由により、O含有量を0.0001〜0.0100%とすることに加えて、Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量の合計を0.0001〜0.0100%とすることが好ましい。つまり、Mg、CaおよびREMの中の少なくとも1種の元素の含有量を0.0001〜0.0100%とすることが好ましい。この際、O含有量を0.0002%以上とし、0.0050%以下としてもよい。Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量の合計を0.0003%以上、0.0005%以上、又は0.0010%以上としてもよく、0.0050%以下、又は0.0040%以下としてもよい。
Sは、O、並びにMg、Caおよび/またはREMと酸硫化物を生成させるため、結晶粒の微細化に有効な元素である。したがって、鋼中にO、並びにMg、Caおよび/またはREMと共にSを含有させる場合には、HAZにおける結晶粒の微細化による高靭性化の効果を得るために、S含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。また、鋼中にO、並びにMg、Caおよび/またはREMと共にSを含有させる場合、より優れた鋼板の延性や靭性を得るためにS含有量は0.0050%以下とすることが好ましい。
本発明者らは、−C+0.8×Si−0.2×Mn−90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5で表されるCIP値が3.2以上であると、鋼板の耐食性を向上できるという知見を得た。また、本発明者らは、耐食性の向上により腐食環境である塩水に砂礫などのスラリーが混ざった物質などによる腐食摩耗性も向上できるという知見を得た。CIP値の上限は特に限定しないが、例えば、65.0以下、50.0以下、40.0以下、30.0以下または15.0以下としてもよい。
なお、前記式中の前記C、前記Si、前記Mn、前記P、前記S、前記Cu、前記Ni、前記Co、前記Cr、前記Mo、前記W、前記Alおよび前記Nは、質量%でのそれぞれ元素の含有量を示す。当該元素を含まない場合は、0を代入する。
本実施形態に係る鋼板は加工誘起マルテンサイト変態を利用したオーステイト系耐摩耗鋼板であり、所定量のオーステナイト組織が必要である。本実施形態に係る鋼板は、鋼板中のオーステナイトの体積分率を40%以上且つ95%未満とする。必要に応じて、オーステナイトの体積分率を、90%以下、85%以下、又は80%以下としてもよい。また、鋼板の耐摩耗性を確保するため、オーステナイトの体積分率を40%以上とする。オーステナイトの体積分率を、45%以上、50%以上、55%以上又は60%以上とすることが好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、所定量のεマルテンサイト及びα’マルテンサイトを含有することで、より容易に所望の硬度または強度を得ることができるので好ましい。εマルテンサイト及びα’マルテンサイトの体積分率を合計で、5%以上、10%以上、又は15%以上とすることが好ましい。また、鋼板の延性及び靱性を得るためにεマルテンサイト及びα’マルテンサイトの体積分率の合計を60%以下とすることが好ましい。また、εマルテンサイトおよびα’マルテンサイトの体積分率は合計で55%以下、50%以下、45%以下、40%以下とすることがより好ましい。
上記観察面に対して、X線回折装置を用いて、面心立方構造(fcc構造)のオーステナイトの(311)(200)(220)面の積分強度の平均値と、稠密六方格子構造(hcp構造)のεマルテンサイトの(010)(011)(012)面の積分強度の平均値と、体心立方構造(bcc構造)のα’マルテンサイトの(220)(200)(211)面の積分強度の平均値とから、オーステナイト、εマルテンサイトおよびα’マルテンサイトの体積分率を得る。
C含有量が0.5%未満の場合、α’マルテンサイトの体心正方格子のa/c比は1に近いため、α’マルテンサイトの体心立方構造(bcc構造)と体心正方構造(bct構造)とのX線回析のピークはほとんど分離できない。このため、体心立方構造(bcc構造)の(220)(200)(211)面の積分強度の平均値から、α’マルテンサイトの体積分率を得る。C含有量が0.5%未満であっても前記ピークを分離できる場合、それぞれの積分強度の合計から、α’マルテンサイトの体積分率を求める。
まず、高Cおよび高Mnのオーステナイト鋼の靭性の低下メカニズムについて説明する。本実施形態に係る鋼板では、C含有量及びMn含有量が高いために、オーステナイト粒界のみならず、粒内にも多数の鉄炭化物が生成する。これらの炭化物は、鉄母相と比較して硬質であるので、外力を受けた際に炭化物周囲の応力集中を高める。これにより、炭化物間あるいは炭化物周囲に亀裂が生じて、破壊を引き起こす原因となる。外力を受けた際、鋼を破壊に至らしめる応力集中は、オーステナイトの結晶粒径が小さいほど低下する。しかし、過剰な微細化はオーステナイト粒界に生成する炭化物の核生成サイトを増加させ、炭窒化物の析出量を増加させてしまう欠点がある。粒界の炭化物は非常に硬く、析出量が増加すると鋼の靱性や延性が低下する。本発明者らは、結晶粒径の最適化により、鋼板の靭性や延性を向上できることを見出した。
溶製およびスラブ製造工程は、特に限定する必要はない。すなわち、転炉または電気炉などによる溶製に引き続き、各種の2次精錬を行って上述した化学組成となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造などの方法によりスラブを製造すればよい。
上述の方法で製造されたスラブは、加熱された後、熱間圧延に供される。スラブ加熱温度は1250℃超〜1300℃が好ましい。スラブを1300℃超に加熱すると、鋼板表面が酸化することによって歩留まりが低下する場合、及び、オーステナイトが粗大化し、スラブ加熱後の熱間圧延によっても容易に微細化できない場合がある。そのため、スラブ加熱温度を1300℃以下とする。
900〜1000℃の温度範囲における累積圧下率は10〜85%とする。これにより、オーステナイトの平均粒径を40〜300μmにできることが確認されている。
上記の加速冷却を行わない場合、例えば、熱間圧延後に空冷によって冷却した場合には、析出した炭化物の分解のために、熱間圧延後の鋼板に熱処理を施す必要がある。このような熱処理としては溶体化処理を挙げることができる。本実施形態において、溶体化処理は、例えば、鋼板を1100℃以上の温度に再加熱し、1000℃以上の温度から平均冷却速度1〜200℃/sの加速冷却を行い、500℃以下の温度まで冷却する。
なお、表2−1および表2−2の各特性値の具体的な評価方法及び合否基準は、以下の通りである。
鋼板の板厚中央部(鋼板表面から1/2T深さ(Tは板厚))から試料を3個切り出し、それら試料の板厚方向及び圧延方向に平行な面を観察面とし、観察面をバフ研磨等により鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去した。
上記観察面に対して、X線回折装置(XRD:リガク社製RINT2500)を用いて、面心立方構造(fcc構造)のオーステナイトの(311)(200)(220)面の積分強度の平均値と、稠密六方格子構造(hcp構造)のεマルテンサイトの(010)(011)(012)面の積分強度の平均値と、体心立方構造(bcc構造)のα’マルテンサイトの(220)(200)(211)面の積分強度の平均値とから、オーステナイト、εマルテンサイトおよびα’マルテンサイトの体積分率を得た。
鋼板の板厚中央部(鋼板表面から1/2T深さ(Tは板厚))から試料を3個切り出し、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面とし、アルミナ研磨等により鏡面とした後、ナイタール溶液で腐食した。前記観察面において、1mm×1mm以上の視野を倍率100倍程度に拡大し、JIS Z0551:2013の附属書C.2の直線試験線による切断方法により、観察視野中に観察されるオーステナイトの結晶粒1個当たりの平均切片長さを求め、これを平均粒径とした。
加えて、溶接入熱量を約1.7kJ/mmとしたSMAW(被覆アーク溶接)で、板厚中央部でのFL(溶融線)近傍のHAZについて、上記と同様の方法によりHAZのオーステナイトの平均粒径を測定した。
鋼板の幅方向と、試験片の長さ方向とが平行になるように採取した引張試験片を用いて、JIS Z 2241:2011に準拠して評価した。ただし、板厚20mm以下の引張試験片はJIS Z 2241:2011の13B号とし、板厚20mm超の引張試験片はJIS Z 2241:2011の4号とした。
摩耗材としてけい砂(JIS G5901:2016の5号)と水の混合物(混合比はけい砂2:水1)を用いた場合のスクラッチング摩耗試験(周速度3.7m/sec、50時間)の摩耗減量を、普通鋼(JIS G3101:2015のSS400)を基準として評価した。表2−1及び表2−2の対普通鋼の摩耗量比率は、各鋼の摩耗減量を普通鋼の摩耗減量で除して求めた。ただし、板厚が15mm超の場合、板厚15mmに減厚した試験片を用いた。
腐食摩耗性の評価には摩耗材としてけい砂(平均粒径12μm)と海水の混合物(混合比はけい砂30%、海水70%)を用いたスクラッチング摩耗試験(周速度3.7m/sec、100時間)の摩耗減量を、普通鋼(JIS G3101:2015のSS400)を基準として評価した。表2−1及び表2−2の対普通鋼の腐食摩耗量比率は、各鋼の腐食摩耗減量を普通鋼の腐食摩耗減量で除して求めた。ただし、板厚が15mm超の場合、板厚15mmに減厚した試験片を用いた。
本発明の好ましい実施形態における、対普通鋼の腐食摩耗量比率の目標値は0.80以下とした。
鋼板(母材)の靭性は、鋼板の1/4T(Tは板厚)の位置から圧延方向と平行に試験片を採取し、幅方向に亀裂が伝播するような方向にノッチを入れたJIS Z 2242:2005のVノッチ試験片を用いて、JIS Z 2242:2005に準拠して、−40℃での吸収エネルギー(vE−40℃(J))を評価した。
加えて、溶接入熱量を約1.7kJ/mm(ただし、板厚6mmは0.6kJ/mm、板厚12mmは1.2kJ/mmとした。)としたSMAW(被覆アーク溶接)で、板厚中央部でのFL(溶融線)近傍のHAZがノッチ位置となるシャルピー試験片を用いて、上記と同様の条件により−40℃での吸収エネルギー(vE−40℃(J))を評価した。
Claims (6)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.2〜1.6%、
Si:0.01〜2.00%、
Mn:2.5〜30.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0100%以下、
Cu:0〜3.0%、
Ni:0〜3.0%、
Co:0〜3.0%、
Cr:0〜5.0%、
Mo:0〜2.0%、
W:0〜2.0%、
Nb:0〜0.30%、
V:0〜0.30%、
Ti:0〜0.30%、
Zr:0〜0.30%、
Ta:0〜0.30%、
B:0〜0.300%、
Al:0.001〜0.300%、
N:0〜1.000%、
O:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.0100%、
残部:Feおよび不純物であり、
CおよびMnの質量%での含有量をそれぞれC、およびMnと表したとき、−13.75×C+16.5≦Mn≦−20×C+30を満たし、
金属組織が、体積分率で、
オーステナイト:40%以上、95%未満、
εマルテンサイト:0〜60%、
α’マルテンサイト:0〜60%からなり、
前記εマルテンサイトおよび前記α’マルテンサイトの合計:5〜60%であり、
前記オーステナイトの平均粒径が40〜300μmであることを特徴とする、オーステナイト系耐摩耗鋼板。 - 前記化学組成が、下記式を満たすことを特徴とする、請求項1に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板。
−C+0.8×Si−0.2×Mn−90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≧3.2
前記式中の各元素記号はそれぞれの元素の質量%での含有量を示す。 - 前記化学組成が、質量%で、
O:0.0001〜0.0100%、
Mg含有量、Ca含有量およびREM含有量の合計:0.0001〜0.0100%
であることを特徴とする、請求項1または2に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
S:0.0001〜0.0050%であり、
OおよびSの質量%での含有量がO/S≧1.0を満たすことを特徴とする、請求項3に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板。 - 前記化学組成が、CおよびMnの質量%での含有量をそれぞれC、及びMnと表したとき、
−6.5×C+16.5≦Mn≦−20×C+30を満たすことを特徴とする、請求項1〜4のいずれか1項に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cu:0〜0.2%
であることを特徴とする、請求項1〜5のいずれか1項に記載のオーステナイト系耐摩耗鋼板。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2018/013281 WO2019186906A1 (ja) | 2018-03-29 | 2018-03-29 | オーステナイト系耐摩耗鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP6477983B1 true JP6477983B1 (ja) | 2019-03-06 |
JPWO2019186906A1 JPWO2019186906A1 (ja) | 2020-04-30 |
Family
ID=65655716
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2018542295A Active JP6477983B1 (ja) | 2018-03-29 | 2018-03-29 | オーステナイト系耐摩耗鋼板 |
Country Status (8)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US11326237B2 (ja) |
EP (1) | EP3594374A4 (ja) |
JP (1) | JP6477983B1 (ja) |
KR (2) | KR102206319B1 (ja) |
CN (1) | CN110546290B (ja) |
AU (1) | AU2018412622A1 (ja) |
BR (1) | BR112019019598B1 (ja) |
WO (1) | WO2019186906A1 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110129682A (zh) * | 2019-04-25 | 2019-08-16 | 首钢集团有限公司 | 一种950MPa级TWIP钢及其制备方法 |
CN110499476A (zh) * | 2019-09-03 | 2019-11-26 | 昆明理工大学 | 一种高性能双金属耐磨衬板及制备方法 |
Families Citing this family (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2019186906A1 (ja) * | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系耐摩耗鋼板 |
CN111118408A (zh) * | 2020-01-14 | 2020-05-08 | 江苏拓展新材料科技有限公司 | 一种抗氧化高温耐磨不锈钢合金材料 |
JP2024015532A (ja) * | 2020-07-28 | 2024-02-06 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗鋼 |
JP7380655B2 (ja) * | 2020-08-07 | 2023-11-15 | Jfeスチール株式会社 | 鋼材およびその製造方法 |
CN112322981B (zh) * | 2020-11-06 | 2022-03-15 | 首钢贵阳特殊钢有限责任公司 | 一种凿岩用h22及h25钎杆中空钢 |
CN112522604A (zh) * | 2020-11-16 | 2021-03-19 | 江苏联峰能源装备有限公司 | 一种石油阀体用钢及其制备方法 |
CN112725684B (zh) * | 2020-12-30 | 2021-11-23 | 中国科学院合肥物质科学研究院 | 一种高阻尼孪生诱发塑性钢及其制备方法 |
CN113278883A (zh) * | 2021-04-28 | 2021-08-20 | 张选 | 用于双齿辊筛分碎煤机齿板的稀土耐磨超高锰钢及其制造方法 |
CN113444985B (zh) * | 2021-05-24 | 2022-10-21 | 北京中永业科技有限公司 | 一种钢铁材料及其制备方法 |
CN113388787B (zh) * | 2021-06-27 | 2023-03-31 | 上交(徐州)新材料研究院有限公司 | 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法 |
WO2023233186A1 (en) * | 2022-06-02 | 2023-12-07 | Arcelormittal | High manganese hot rolled steel and a method of production thereof |
CN116083813A (zh) * | 2023-01-05 | 2023-05-09 | 鞍钢集团矿业有限公司 | 一种n微合金化高锰钢及其热处理方法和应用 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011219809A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Honda Motor Co Ltd | 高強度鋼板 |
JP2012107325A (ja) * | 2010-10-29 | 2012-06-07 | Kobe Steel Ltd | 高耐力非磁性鋼 |
WO2015147166A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 日新製鋼株式会社 | 耐酸露点腐食性に優れた鋼板および製造方法並びに排ガス流路構成部材 |
JP2016507648A (ja) * | 2012-12-26 | 2016-03-10 | ポスコ | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
JP2016196703A (ja) * | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Mn鋼材 |
Family Cites Families (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4838822A (ja) | 1971-09-22 | 1973-06-07 | ||
JPS5443818A (en) | 1977-09-09 | 1979-04-06 | Raufuosu Amiyunishiyonsu Fuabu | Austenite wearrresistant steel |
JPS54104418A (en) | 1978-02-06 | 1979-08-16 | Furukawa Kogyo Kk | Austenitic shockk and abrasionnresistant cast steel |
JPS56263A (en) | 1979-06-12 | 1981-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High-manganese-content steel for low temperature |
NO146959C (no) | 1980-07-07 | 1984-05-08 | Raufoss Ammunisjonsfabrikker | Austenitisk slitebestandig staal |
JPS5717937A (en) | 1980-07-07 | 1982-01-29 | Canon Inc | Electromagnetic release shutter |
SU929735A1 (ru) | 1980-09-26 | 1982-05-23 | Государственный Всесоюзный Научно-Исследовательский Институт Цементной Промышленности | Аустенитна сталь |
AT390807B (de) | 1983-08-05 | 1990-07-10 | Kos Bernd | Austenitischer manganhartstahl und verfahren zu seiner herstellung |
JPS6077962A (ja) | 1983-10-03 | 1985-05-02 | Ube Ind Ltd | 粉砕機用の高マンガンオーステナイト鋼 |
JPS62139855A (ja) | 1985-12-11 | 1987-06-23 | Kurimoto Iron Works Ltd | オ−ステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼 |
JPS638181A (ja) | 1986-06-26 | 1988-01-13 | 株式会社東芝 | エレベ−タの表示装置 |
US4842683A (en) | 1986-12-19 | 1989-06-27 | Applied Materials, Inc. | Magnetic field-enhanced plasma etch reactor |
JPH0761349B2 (ja) | 1987-07-03 | 1995-07-05 | ユニ・チャ−ム株式会社 | 移動ウエブへの弾性バンド貼着方法および装置 |
JPH01142058A (ja) | 1987-11-30 | 1989-06-02 | Furukawa Co Ltd | オーステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼 |
JPH06306456A (ja) | 1993-04-27 | 1994-11-01 | Nippon Steel Corp | 高強度オーステナイト組織鋼部品の製造方法 |
JP3950519B2 (ja) | 1997-08-08 | 2007-08-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 高靱性超耐摩耗鋼及びその製造方法 |
JP4529872B2 (ja) * | 2005-11-04 | 2010-08-25 | 住友金属工業株式会社 | 高Mn鋼材及びその製造方法 |
DE102008056844A1 (de) * | 2008-11-12 | 2010-06-02 | Voestalpine Stahl Gmbh | Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben |
CN101717889B (zh) | 2009-12-24 | 2012-10-24 | 燕山大学 | 含纳米原子团高锰钢辙叉及其制造方法 |
JPWO2014045552A1 (ja) * | 2012-09-19 | 2016-08-18 | Jfeスチール株式会社 | 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 |
US20140261918A1 (en) | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Enhanced wear resistant steel and methods of making the same |
JP6007847B2 (ja) | 2013-03-28 | 2016-10-12 | Jfeスチール株式会社 | 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法 |
JP6048580B2 (ja) * | 2013-05-21 | 2016-12-21 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
CN104451405B (zh) | 2013-09-13 | 2017-01-25 | 宝钢特钢有限公司 | 一种具有耐冲击磨损性能的奥氏体耐磨钢及其热轧板制造方法 |
CN103981450A (zh) | 2014-05-07 | 2014-08-13 | 中建材宁国新马耐磨材料有限公司 | 一种高锰钢耐磨衬板及其制备方法 |
EP3150737B1 (en) * | 2014-05-29 | 2019-09-04 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel material and method for producing same |
KR101665821B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-10-13 | 주식회사 포스코 | 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법 |
US10364487B2 (en) | 2016-02-15 | 2019-07-30 | Seoul National University R&Db Foundation | High entropy alloy having TWIP/TRIP property and manufacturing method for the same |
US11326234B2 (en) | 2017-03-31 | 2022-05-10 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet |
WO2019186906A1 (ja) * | 2018-03-29 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系耐摩耗鋼板 |
-
2018
- 2018-03-29 WO PCT/JP2018/013281 patent/WO2019186906A1/ja active Application Filing
- 2018-03-29 JP JP2018542295A patent/JP6477983B1/ja active Active
- 2018-03-29 US US16/495,732 patent/US11326237B2/en active Active
- 2018-03-29 EP EP18909269.5A patent/EP3594374A4/en active Pending
- 2018-03-29 BR BR112019019598-0A patent/BR112019019598B1/pt active IP Right Grant
- 2018-03-29 KR KR1020207006862A patent/KR102206319B1/ko active IP Right Grant
- 2018-03-29 KR KR1020197027564A patent/KR102123604B1/ko active IP Right Grant
- 2018-03-29 AU AU2018412622A patent/AU2018412622A1/en not_active Abandoned
- 2018-03-29 CN CN201880022906.XA patent/CN110546290B/zh active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011219809A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Honda Motor Co Ltd | 高強度鋼板 |
JP2012107325A (ja) * | 2010-10-29 | 2012-06-07 | Kobe Steel Ltd | 高耐力非磁性鋼 |
JP2016507648A (ja) * | 2012-12-26 | 2016-03-10 | ポスコ | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
WO2015147166A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 日新製鋼株式会社 | 耐酸露点腐食性に優れた鋼板および製造方法並びに排ガス流路構成部材 |
JP2016196703A (ja) * | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Mn鋼材 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110129682A (zh) * | 2019-04-25 | 2019-08-16 | 首钢集团有限公司 | 一种950MPa级TWIP钢及其制备方法 |
CN110499476A (zh) * | 2019-09-03 | 2019-11-26 | 昆明理工大学 | 一种高性能双金属耐磨衬板及制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20210355569A1 (en) | 2021-11-18 |
EP3594374A4 (en) | 2020-06-10 |
CN110546290B (zh) | 2020-09-15 |
EP3594374A1 (en) | 2020-01-15 |
CN110546290A (zh) | 2019-12-06 |
AU2018412622A1 (en) | 2019-10-17 |
KR20190115094A (ko) | 2019-10-10 |
KR102123604B1 (ko) | 2020-06-15 |
KR102206319B1 (ko) | 2021-01-22 |
JPWO2019186906A1 (ja) | 2020-04-30 |
US11326237B2 (en) | 2022-05-10 |
KR20200029060A (ko) | 2020-03-17 |
WO2019186906A1 (ja) | 2019-10-03 |
BR112019019598A2 (pt) | 2020-04-14 |
BR112019019598B1 (pt) | 2023-02-07 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6477983B1 (ja) | オーステナイト系耐摩耗鋼板 | |
KR102453321B1 (ko) | 오스테나이트계 내마모 강판 | |
JP7135464B2 (ja) | 耐摩耗厚鋼板 | |
JP5186809B2 (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
WO2015088040A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
WO2014156078A1 (ja) | 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法 | |
JP7135465B2 (ja) | 耐摩耗厚鋼板 | |
JP2005290554A (ja) | 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
JP7016345B2 (ja) | マイクロ合金鋼およびその鋼の生産方法 | |
JP2008088547A (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 | |
JP6418418B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
TWI526545B (zh) | 熔接用鋼材 | |
JP2008214736A (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
JP2004270001A (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
JP2008121121A (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 | |
JP6631702B2 (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
JP2005290553A (ja) | 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
JP2020200498A (ja) | ラインパイプ用鋼板および鋼管 | |
JP2005290555A (ja) | 被削性および靭性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
JP5794077B2 (ja) | 強度および靭性に優れた機械構造用鋼材およびその製造方法 | |
JP2008121120A (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 | |
JP2016180171A (ja) | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
WO2022224458A1 (ja) | 耐摩耗鋼板 | |
WO2023067544A1 (en) | High hardness low alloyed hot rolled steel and method of manufacturing thereof | |
JP2009215642A (ja) | 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180810 |
|
A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20180810 |
|
A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20180828 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20181009 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20181210 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190108 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190121 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6477983 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |