CN108474049A - 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法 - Google Patents

具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108474049A
CN108474049A CN201680069274.3A CN201680069274A CN108474049A CN 108474049 A CN108474049 A CN 108474049A CN 201680069274 A CN201680069274 A CN 201680069274A CN 108474049 A CN108474049 A CN 108474049A
Authority
CN
China
Prior art keywords
content
structural steel
weight
forging
maximum
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.)
Granted
Application number
CN201680069274.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108474049B (zh
Inventor
乌尔里希·赖歇尔
蒂尔·施奈德斯
弗兰克·范索斯特
汉斯-京特·克鲁尔
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Stainless Steel Special Steel Germany & Co GmbH
Deutsche Edelstahlwerke GmbH
Original Assignee
Stainless Steel Special Steel Germany & Co GmbH
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 Stainless Steel Special Steel Germany & Co GmbH filed Critical Stainless Steel Special Steel Germany & Co GmbH
Publication of CN108474049A publication Critical patent/CN108474049A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108474049B publication Critical patent/CN108474049B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/44—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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Landscapes

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

Abstract

本发明提供一种钢材，其具有高强度，而不必进行昂贵的热处理过程，并且翘曲倾向小。为此，根据本发明的优质结构钢的组成为(以重量％为单位)：最大0.25％的C，最大0.45％的Si，0.20‑2.00％的Mn，最大4.00％的Cr，0.6‑3.0％的Mo，0.004‑0.020％的N，最大0.40％的S，0.001‑0.035％的Al，0.0005‑0.0025％的B，最大0.015％的Nb，最大0.01％的Ti，最大0.10％的V，最大1.5％的Ni和最大2.0％的Cu，其余为铁和不可避免的杂质，其中该优质结构钢的Al含量％Al，Nb含量Nb％，Ti含量Ti％，V含量V％，和N含量％N分别满足下列条件：％Al/27+％Nb/45+％Ti/48+％V/25＞％N/3.75。根据本发明的优质结构钢具有至少750MPa的屈服极限，至少950MPa的抗拉强度和至少80体积％由贝氏体组成并且含有总和最大为20体积％的残余奥氏体、铁素体、珠光体和/或马氏体的组织结构。根据本发明的钢材由于其特性组合而尤其适用于以锻造技术生产在其整个长度上具有较大的横截面变化的锻造件。本发明还公开了这种锻造件的生产方法。

Description

具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻 造件的生产方法
技术领域
本发明涉及一种优质结构钢，其具有高强度和至少80体积％由贝氏体组成的组织结构。
此外本发明涉及一种由这种优质结构钢生产的锻造件。
最后本发明涉及由根据本发明的优质结构钢生产锻造件的方法。
在接下来给出关于合金或者钢材组成的“％”数据时，这些数据分别关于重量，除非给出其它明确说明。
在本说明书中给出的根据本发明的钢材和可能情况下用于对比而提及的钢材的所有机械特性，只要没有其它说明，都根据DIN EN ISO 6892-1确定。
背景技术
如Christoph Keul工程师等人在刊登在Industrieverband Massivumformunge.V.出版的Schmiede-Journal,2010年九月刊中的文章“Entwicklung eines hochfestenduktilen bainitischen(HDB)Stahls für hochbeanspruchte Schmiedebauteile”中报告的，尤其是在锻造工业中存在对于这样的钢材的需求，该钢材提供了在缩短其生产流程链的同时实现高强度和韧性的可能性。在该文章中此外还提到，对此，这样的具有贝氏体组织结构的材料证明是大有希望的，即，在该材料中良好的强度特性和韧性特性得到了统一，并且无需进行额外的热处理，该材料特征在于在室温下的缺口冲击功为27J的情况下大于1200MPa的抗拉强度，大于850MPa的屈服极限以及大于10％的断裂延伸率。作为提供这种特性的合金配方的实例，在该文章中提到了组成为(重量％为单位)0.18％的C，1.53％的Si，1.47％的Mn，0.007％的S，1.30％的Cr，0.07％的Mo，0.0020％的B，0.027％的Nb，0.026％的Ti，0.0080％的N，其余为铁和不可避免的杂质的钢以及含有0.22％的C，1.47％的Si，1.50％的Mn，0.006％的S，1.31％的Cr，0.09％的Mo，0.0025％的B，0.035％的Nb，0.026％的Ti，0.0108％的N，其余为铁和不可避免的杂质的钢。
另一个开发在EP 1546426B1中有说明，其同样旨在用于生产不需额外热处理便具有高强度并且同时具有较高韧性的模锻件的钢。由该专利文件已知的钢含有(以重量％为单位)0.12-0.45％的C，0.10-1.00％的Si，0.50-1.95％的Mn，0.005-0.060％的S，分别0.004-0.050％的Al和Ti，分别最大0.60％的Cr，Ni，Co，W，Mo和Cu，最大0.01％的B，最大0.050％的Nb，0.10-0.40％的V，0.015-0.04％的N，其余为铁和不可避免的杂质，其满足下列规定，即，钢的V含量和N含量的乘积为0.0021-0.0120，以及S含量％S，Al含量％Al，Nb含量％Nb和Ti含量％Ti满足下列条件：1.6×％S+1.5×％Al+2.4×％Nb+1.2×％Ti＝0.040–0.080％，并且Mn含量％Mn,Cr含量％Cr,Ni含量％Ni,Cu含量％C以及Mo含量％Mo满足下列条件：1.2×％Mn+1.4×％Cr+1.0×％Ni+1.1×％Cu+1.8×％Mo＝1.00–3.50％。
在此重要的是，通过降低钢中的碳含量来达到韧性的改善。根据现有技术，原则上伴随而来的强度损失通过其余的合金元素来补偿，其含量如此进行协调，使得出现通过形成混晶而达到的增强。
另外，由DE 69728076T2(EP 0787812B1)中已知一种钢制锻件的生产方法，在该方法中将含有(重量％为单位)0.1-0.4％的C，1-1.8％的Mn，0.15-1.7％的Si，最大1％的Ni,最大1.2％的Cr,最大0.3％的Mo,最大0.3％的V,最大0.35％的Cu和分别选择性0.005–0.06％Al,0.0005–0.01％的B,0.005–0.03％的Ti,0.005％-0.06％的Nb,0.005–0.1％的S,最大0.006％的钙,最大0.03％的Te,最大0.05％的Se,最大0.05％的Bi，并且其余为铁和不可避免的杂质的钢浇铸为半成品，并随后将其以传统的方式热锻造为锻造件。然后将该锻造件进行热处理，该热处理包括以大于0.5℃/s的冷却速度进行的、从该钢材为奥氏体的温度至在Ms+100℃和Ms-20℃之间的温度Tm的冷却。该锻造件随后在位于温度Tm和温度Tf之间的温度下保持至少两分钟，其中Tf＞Tm-100℃。以这种方式可得到具有基本为贝氏体的组织结构的钢构件，该组织结构包括至少15％的下贝氏体和优选至少20％在Tm和Tf之间形成的贝氏体。
以前述种类钢材进行的实际试验表明，这种贝氏体钢由于其翘曲倾向和强烈波动的机械特性而不适用于具有较大横截面改变的构件。
发明内容
在此背景下，本发明的目的在于提供一种钢，其具有高强度，而不必进行昂贵的热处理过程，并且翘曲倾向小，并且这种钢尤其适用于以锻造技术生产在其整个长度上具有较大的横截面变化的锻造件。
同样给出一种锻造件，其不需昂贵的热处理过程便具有最优的特性组合。
最后给出一种生产锻造工件的方法，该方法以简单的装置实现了制造具有优化的特性组合的锻造件。
涉及到钢，本发明通过在权利要求1中给出的优质结构钢解决了先前提到的目的。
涉及到锻造件，先前所提到的目的的根据本发明的解决方案在于，这种钢构件由根据本发明的钢生产。
最后，涉及到方法，本发明通过在锻造件的生产中进行在权利要求13中给出的工作步骤解决上述目的。
本发明有利的设计方案在从属权利要求中给出并且接下来与总体发明构思一起详细说明。
根据本发明的优质结构钢在至少750MPa的屈服极限和至少950MPa的抗拉强度的同时具有至少80体积％贝氏体的组织结构，其中，组织结构剩余的20体积％可以是残余奥氏体、铁素体、珠光体或马氏体。
这里，根据本发明的钢的特征在于至少10％，尤其至少12％的高断裂延伸率A，其中在实际中已经表明，根据本发明的钢通常达到至少15％的断裂延伸率A。
根据本发明，该优质结构钢为此组成为(重量％为单位)：最大0.25％的C，最大1.5％的Si，尤其最大1％的Si或者最大0.45％的Si，0.20-2.00％的Mn，最大4.00％的Cr，0.7-3.0％的Mo，0.004-0.020％的N，最大0.40％的S，0.001-0.0.35％的Al，0.0005-0.0025％的B，最大0.015％的Nb，最大0.01％的Ti，最大0.50％的V，最大1.5％的Ni和最大2.0％的Cu，其余为铁和不可避免的杂质，其中该优质结构钢的Al含量％Al，Nb含量Nb％，Ti含量Ti％，V含量V％，和N含量％N相应满足下列条件：
％Al/27+％Nb/45+％Ti/48+％V/25＞％N/3.75。
生产所限而不可避免的杂质包括所有以在这里所关注的特性方面，在合金技术上不起作用的量存在，以及由于相应选择的熔化路径或相应选择的原始材料(金属废料)而出现在钢中的元素。最大为0.0035重量％含量的P尤其也属于不可避免的杂质。
根据本发明的钢和由其生产的锻造件的特征当然也在于，当由于变化的构件尺寸而在从锻造热中降温时出现了在锻造件整个体积上看局部强烈不同的冷却条件时，特别均匀的特性分布。这种对于冷却条件的不敏感性如此达到，即根据本发明的优质结构钢具有均匀的、硬度差异小的、基本完全为贝氏体的组织结构。该均匀的组织结构状态同时包含小的残余应力，这对于翘曲行为有着正面影响。
相应地，根据本发明的钢尤其适用于生产其中具有强烈不同的体积和直径的区段彼此邻接的锻造构件。特别适合用根据本发明的钢来锻造生产的这种锻造工件的实例为曲轴、连杆和类似的由尤其规定用于内燃机的工件。
另外可以由根据本发明的钢过程可靠地生产底盘和车轮悬挂区域中具有强烈不同的横截面的部件，而在保持前述强度特性的同时，无需随后通过磨削进行大量的后加工。
如根据作为图1附上的根据本发明的钢的时温变化图(ZTU-Schaubi ld)可知的，从材料技术上看，该图表意思是，当根据本发明的优质结构钢从锻造热中连续冷却时，在根据本发明的优质结构钢中有特别宽的窗口可用于贝氏体化。根据本发明的优质结构钢的合金组成如此选择，使得在冷却过程中，组织结构中不会产生影响其特性的量的马氏体或者铁素体或珠光体。由此，根据本发明的优质结构钢的特征在于，其具有主要为，也就是说至少80体积％的贝氏体组织结构，其中通常将根据本发明的钢中非贝氏体组织结构组分的含量最小化到使得根据本发明的钢具有在技术意义上完全贝氏体的组织结构。
这里，在根据本发明的优质结构钢中，与冷却速度基本无关地在贝氏体中出现了近乎恒定的硬度。该恒定的硬度是由之前的奥氏体向贝氏体优选在一个贝氏体转变阶段中几乎完全的转变的结果。
通过将C含量限制在最高0.25重量％，一方面达到了使得根据本发明的优质结构钢尽管强度最大化但依旧具有良好的延伸特性和韧性特性。小的C含量在根据被发明的钢中还有助于加速贝氏体转变，由此避免了不希望的组织结构组分的产生。
但与此同时，根据本发明的优质结构钢中一定量的碳也有助于强度。对此可设定钢中至少0.09重量％的碳含量。由此，根据本发明的钢中碳的存在的最优化效果可通过将C含量调整至0.09-0.25重量％来达到。
根据本发明的钢的Si含量限制在1.5重量％，尤其限制在1重量％或0.75重量％，以使贝氏体转变尽可能早地进行。为了特别可靠地达到这一效果，也可以将Si含量限制在最大0.45重量％。
Mo在根据本发明的优质结构钢中以0.6-3.0重量％的含量存在，以延迟组织结构向铁素体或珠光体的转变。当钢中存在至少0.7重量％，尤其大于0.70重量％的Mo时，该效果尤其会出现。当含量大于3.0重量％时，在根据本发明的钢中不再出现Mo的正面效果在经济上合理的继续提升。此外，当Mo含量在3.0重量％以上时存在形成富钼的碳化物相的危险，其会对韧性特性产生负面影响。当Mo含量为至少0.7重量％时，在根据本发明的钢中Mo的最优效果是预期的。这里，最高2.0重量％的Mo含量被证明是特别有效的。
锰以0.20-2.00重量％的含量存在于根据本发明的钢中，以调整抗拉强度和屈服极限。0.20重量％的Mn的最低含量是必需的，由此可出现强度提升。若要特别可靠地达到该效果，可设定至少0.35重量％的Mn含量。过高的Mn含量导致贝氏体转变的延迟并由此导致基本为马氏体的转变。因此将Mn含量限制在最高2.00重量％，尤其1.5重量％。通过将根据本发明的钢中的Mn含量限制在最大1.1重量％可特别可靠地避免Mn的存在所带来的负面影响。
根据本发明的钢的硫含量可为最大0.4重量％，尤其最大0.1重量％或者最大0.05重量％，以促进钢的加工性能。
在根据本发明的优质结构钢的机械特性和组织结构性质方面的合金技术精细调整根据符合本发明的合金方案通过由下列元素组成的复合微合金进行：含量为0.0005-0.0025重量％的硼，含量为0.004-0.020重量％的氮，尤其至少0.006重量％的N或者最大0.0150重量％的N，含量为0.001-0.035重量％的铝以及含量为最大0.015重量％的铌，含量为最大0.01重量％的钛和含量为最大0.10重量％的钒。
Al,Nb,Ti,V和N的含量％Al,％Nb,％Ti,％V和％N在此通过该关系式
％Al/27+％Nb/45+％Ti/48+％V/25＞％N/3.75如此彼此联系，使得包含在该优质结构钢中的氮通过分别相应存在的含量的Al以及需要的情况下额外添加的量的Nb、Ti和V完全结合并且硼由此可以发挥延迟转变的效果。同时，根据本发明设定的并且彼此协调以及与N含量相协调的含量的微合金元素有助于细晶粒稳定性和强度的提高。
根据本发明的对于N的结合此外实现了使得硼作为溶解元素在基质变得有效并且抑制铁氧体或珠光体的形成。
为了可靠地利用微合金元素和铝的存在带来的优势，将Al含量调整至至少0.004重量％，将Ti含量调整至至少0.001重量％，将V含量调整至至少0.02重量％或者将Nb含量调整至至少0.003重量％可以是有利的。这里，一方面微合金元素V，Ti，Nb，另一方面Al，可分别与组别“Al，V，Ti，Nb”中的一种或多种元素相结合地或是单独地以大于上述最小含量的量而存在。
当Ti含量最大为0.008重量％，Nb含量最大为0.01重量％，V含量最大为0.075重量％或者Al含量最大为0.020重量％时，可特别有效地利用根据本发明的结构钢中这些元素的效果。同时，所形成的的氮化物或者碳氮化物促使强度提高并且有利于细晶粒稳定性。这里也可分别单独地或彼此结合地满足Ti，Nb，V或Al所述的含量上限，以分别达到所涉及的合金元素最优的效果。
选择性存在的最大4.00重量％，尤其最大3重量％或最大2.5重量％的Cr含量有利于根据本发明的钢的可淬火性和耐腐蚀性。对此，可例如设定至少0.5重量％或者至少0.8重量％的Cr。
同样选择性存在的最大1.5重量％的Ni含量同样可促进钢的可淬火性。
Cu也属于通过初始材料而进入到根据本发明的钢中或者有意添加的合金元素，其含量被限制在最大2.0重量％以避免在根据本发明的钢中产生负面影响。根据本发明结构钢的合金中铜的选择性存在的正面效果在于形成非常精细的残余奥氏体膜以及与之伴随而来的韧性水平的显著提高。这种效果可以通过使得根据本发明的结构钢中存在至少0.3重量％的Cu，尤其大于0.3重量％的Cu来达到。通过将Cu含量限制在最高0.9重量％可以得到铜含量的最优正面效果。
若将根据本发明的钢加热至对于热成型来讲典型的、比相应Ac3温度高至少100℃的加热温度，尤其加热至大于900℃的加热温度以进行热成型，然后进行热成型并最后以调控或不调控的方式在静止的或者流动的空气中冷却至小于200℃的温度，尤其冷却至室温，那么在转变后的冷却速度时长极其长的情况下，出现了均匀贝氏体组织结构。钢的Ac3温度可以本身已知的方式基于其相应的组成来确定。加热温度范围的上限通常为1300℃，尤其1250℃或者1200℃。
使用t8/5时间作为冷却速度时长的单位，也就是相应热成型的部件从800℃降温至500℃的时间。在由根据本发明的钢生产的构件降温时，t8/5时间应为10-1000s。
相应具体选择的冷却时间应根据各个相应加热温度来选择。加热温度的影响可以根据作为图2附上的时温变化图看出，在该图中示出了加热温度900℃(实线)，1100℃(虚线)和1300℃(点状线)的相应各贝氏体区域的相应状态和冷却时间的关系。因此，在加热温度较低为900℃时应选择较短的t8/5时间，以达到所希望的贝氏体组织结构，与此相对，在较高的加热温度下冷却可更慢地进行。因此，当t8/5时间为100-800s时，对于900-1300℃范围内的温度下的根据本发明的钢来说，有着高可靠性，在对根据本发明的钢降温时，与加热温度无关地得到贝氏体区域。
根据本发明的合金方案由此允许大于1150℃的高的热成型温度，由此在热成型中减小了成型力，而不会出现不希望的晶粒生长。
根据本发明的用于生产锻造工件的方法，其中该工件具有至少750MPa的屈服极限和至少950MPa的抗拉强度以及至少80体积％为贝氏体的组织结构，该组织结构可含有总和最大为20体积％的残余奥氏体、铁素体、珠光体或马氏体，与此相应，该方法包括下列工作步骤：
a)制造锻造半成品，该锻造半成品由以前述方式根据本发明组成的优质结构钢构成；
b)将该锻造半成品加热至比各个相应优质结构钢Ac3温度高至少100℃的锻造温度，其中该Ac3温度以传统方式根据该优质结构钢的相应组成来确定；
c)将加热至锻造温度的锻造半成品锻造为锻造工件；
d)将该锻造工件从锻造热中冷却至低于500℃的温度，其中冷却过程中的t8/5时间为10-1000s。
为了减小成型力，在根据本发明的方法过程中在最小化所需锻造力方面证明有利的还有，分别将构成锻造变形的起点的半成品加热至大于1150℃的锻造温度以进行锻造。
由根据本发明的钢热成型的，尤其锻造得到的构件的机械特性的其它调整，尤其是强度和韧性，可以借助于回火处理进行，在该回火处理中将相应的部件在180-375℃的温度区间中保持0.5-2h的回火时间。
在实际生产中，在根据本发明的钢中能够可靠地达到至少950MPa的抗拉强度，至少750MPa的屈服极限，以及至少15％的断裂延伸率A，其中在实际中可以看到，通常甚至可以达到至少17％的更高的延伸值A。这种特性组合在由根据本发明的钢制成的锻造工件中尤其会在其以根据本发明的方式制造时出现。
具体实施方式
接下来根据实施例进一步说明本发明。
将根据本发明的钢水E1-E6和具有在表1中示出的组成的对比熔融物V1熔化并且浇铸为半成品，这些半成品为锭坯，如其通常提供用于锻造技术后续加工的那样。
将半成品充分加热至加热温度以进行锻造成型，然后以传统的方式通过模锻热成型为锻造工件然后在空气中冷却至室温。在所制得的锻造件中的一些随后再进行回火处理。
表2中示出了在实例中所应用的加热温度Tw，对于经过800-500℃的关键温度范围分别所必需的t8/5时间，如果进行了回火处理的话还有回火处理的温度和持续时间，以及组织结构中的贝氏体比例，在锻造后获得的锻造工件的抗拉强度Rm，屈服极限Re，断裂延伸率A和缺口冲击功W。
这些实例显示出，当遵守根据本发明的规定时可以生产出这样的锻造工件，其允许在其生产过程中设置的运行参数大范围变动并在此可靠地获得具有优化的机械特性的热成型构件。

Claims (15)

1.优质结构钢，其具有至少750MPa的屈服极限和至少950MPa的抗拉强度和至少80体积％由贝氏体组成并且具有总和最高为20体积％的残余奥氏体、铁素体、珠光体和/或马氏体的组织结构，其中所述优质结构钢以重量％为单位的组成为：
其余为铁和不可避免的杂质，并且
所述优质结构钢的Al含量％Al，Nb含量Nb％，Ti含量Ti％，V含量V％，和N含量％N分别满足下列条件：
％Al/27+％Nb/45+％Ti/48+％V/25＞％N/3.75。
2.根据权利要求1所述的优质结构钢，其特征在于，其C含量为至少0.09重量％。
3.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Al含量至少为0.004重量％。
4.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Al含量最大为0.020重量％。
5.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Nb含量至少为0.003重量％。
6.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Nb含量最大为0.01重量％。
7.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Ti含量至少为0.001重量％。
8.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其Ti含量最大为0.008重量％。
9.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其V含量至少为0.02重量％。
10.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其V含量最大为0.075重量％。
11.根据前述权利要求中任意一项所述的优质结构钢，其特征在于，其断裂延伸率A至少为10％。
12.由根据前述权利要求中任意一项所得到的钢组成的锻造工件。
13.用于生产锻造工件的方法，其中所述锻造工件具有至少750MPa的屈服极限和至少950MPa的抗拉强度以及至少80体积％为贝氏体的组织结构，该组织结构可含有总和最大为20体积％的残余奥氏体、铁素体、珠光体或马氏体，所述方法包括下列工作步骤：
a)制造锻造半成品，所述锻造半成品由根据权利要求1-10中任意一项组成的优质结构钢构成；
b)将所述锻造半成品加热至比所述优质结构钢的Ac3温度高至少100℃的锻造温度；
c)将加热至锻造温度的所述锻造半成品锻造为锻造工件；
d)将所述锻造工件从锻造热中冷却至低于200℃的温度，其中，冷却过程中的t8/5时间为10-1000s。
14.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，所述锻造温度大于1150℃。
15.根据权利要求12或13所述的方法，其特征在于，将所述锻造工件在冷却后进行回火处理，在所述回火处理中将所述锻造工件在180-375℃的回火温度下保持0.5-2h的回火时间。
CN201680069274.3A 2015-11-16 2016-11-15 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法 Active CN108474049B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15194741.3 2015-11-16
EP15194741.3A EP3168312B1 (de) 2015-11-16 2015-11-16 Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils
PCT/EP2016/077761 WO2017085072A1 (de) 2015-11-16 2016-11-15 Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108474049A true CN108474049A (zh) 2018-08-31
CN108474049B CN108474049B (zh) 2021-01-08

Family

ID=54695477

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680069274.3A Active CN108474049B (zh) 2015-11-16 2016-11-15 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法

Country Status (12)

Country Link
US (1) US20180327873A1 (zh)
EP (1) EP3168312B1 (zh)
JP (1) JP6616501B2 (zh)
KR (1) KR102178736B1 (zh)
CN (1) CN108474049B (zh)
CA (1) CA3005378C (zh)
DK (1) DK3168312T3 (zh)
ES (1) ES2733805T3 (zh)
PL (1) PL3168312T3 (zh)
PT (1) PT3168312T (zh)
RU (1) RU2703085C1 (zh)
WO (1) WO2017085072A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110527912A (zh) * 2019-09-24 2019-12-03 王平 一种红土镍矿冶炼高强韧耐候耐火合金结构钢的制备
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN115491605A (zh) * 2022-09-27 2022-12-20 东风商用车有限公司 热锻用贝氏体钢、制造热锻零部件的工艺、装置及系统

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2908807T3 (es) 2018-07-05 2022-05-04 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co Kg Uso de un acero para un procedimiento de fabricación aditivo, procedimiento para la fabricación de una pieza constructiva de acero y pieza constructiva de acero
PL3591081T3 (pl) 2018-07-05 2021-10-25 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Sposób wytwarzania węgloutwardzonej cieplnie stalowej części konstrukcyjnej
CZ308108B6 (cs) * 2018-07-20 2020-01-08 Univerzita Pardubice Bainitická ocel se zvýšenou kontaktně-únavovou odolností
WO2021009543A1 (en) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN111041344A (zh) * 2019-10-23 2020-04-21 舞阳钢铁有限责任公司 高强韧性低屈强比易焊接的固定海上结构钢板及生产方法
CN115094350B (zh) * 2022-07-13 2023-01-24 江油市长祥特殊钢制造有限公司 一种核电sa182f316l阀体锻件的制备方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05287439A (ja) * 1992-04-07 1993-11-02 Nippon Steel Corp 延性の優れたＭｏ−Ｖ系超高張力電縫鋼管
JPH0741856A (ja) * 1993-07-28 1995-02-10 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
CN1115581A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 疲劳强度、屈服强度和切削性优良的热锻造用钢的制法
CN1115582A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 抗拉强度、疲劳强度和切削性优良的热锻造用非调质钢
CN1163942A (zh) * 1996-02-08 1997-11-05 阿斯克迈塔尔公司 制造锻件用钢及锻件制造方法
CN1685074A (zh) * 2002-09-27 2005-10-19 Cdp印地冶炼厂有限责任公司 钢组合物和用锻模锻造的零件
JP3901994B2 (ja) * 2001-11-14 2007-04-04 新日本製鐵株式会社 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法
CN102337478A (zh) * 2010-07-15 2012-02-01 宝山钢铁股份有限公司 强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法
CN103201400A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN103201401A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
JP5472423B2 (ja) * 2005-03-29 2014-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4394187A (en) * 1981-02-25 1983-07-19 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of making steels which are useful in fabricating pressure vessels
FR2744733B1 (fr) 1996-02-08 1998-04-24 Ascometal Sa Acier pour la fabrication de piece forgee et procede de fabrication d'une piece forgee
FR2757877B1 (fr) * 1996-12-31 1999-02-05 Ascometal Sa Acier et procede pour la fabrication d'une piece en acier mise en forme par deformation plastique a froid
JP3854807B2 (ja) * 2001-03-08 2006-12-06 株式会社神戸製鋼所 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板
JP3668713B2 (ja) * 2001-11-26 2005-07-06 株式会社神戸製鋼所 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板
FR2847273B1 (fr) * 2002-11-19 2005-08-19 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
JP4174041B2 (ja) * 2004-08-06 2008-10-29 新日本製鐵株式会社 １１５０ＭＰａ以上の引張強さを有する溶接用鋼の製造法
US7214278B2 (en) * 2004-12-29 2007-05-08 Mmfx Technologies Corporation High-strength four-phase steel alloys
DE102005052069B4 (de) * 2005-10-28 2015-07-09 Saarstahl Ag Verfahren zum Herstellen von Vormaterial aus Stahl durch Warmverformen
EP2123787A1 (fr) * 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
JP5176885B2 (ja) * 2008-11-10 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 鋼材及びその製造方法
JP5729803B2 (ja) * 2010-05-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 高張力鋼板およびその製造方法
JP2013104124A (ja) * 2011-11-16 2013-05-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性に優れた直接焼入れ焼戻し型高張力鋼板およびその製造方法
US20140283954A1 (en) * 2013-03-22 2014-09-25 Caterpiller Inc. Bainitic microalloy steel with enhanced nitriding characteristics

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05287439A (ja) * 1992-04-07 1993-11-02 Nippon Steel Corp 延性の優れたＭｏ−Ｖ系超高張力電縫鋼管
JPH0741856A (ja) * 1993-07-28 1995-02-10 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
CN1115581A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 疲劳强度、屈服强度和切削性优良的热锻造用钢的制法
CN1115582A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 抗拉强度、疲劳强度和切削性优良的热锻造用非调质钢
CN1163942A (zh) * 1996-02-08 1997-11-05 阿斯克迈塔尔公司 制造锻件用钢及锻件制造方法
JP3901994B2 (ja) * 2001-11-14 2007-04-04 新日本製鐵株式会社 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法
CN1685074A (zh) * 2002-09-27 2005-10-19 Cdp印地冶炼厂有限责任公司 钢组合物和用锻模锻造的零件
CN100374602C (zh) * 2002-09-27 2008-03-12 Cdp;印地冶炼厂有限责任公司 钢组合物和用锻模锻造的零件
JP5472423B2 (ja) * 2005-03-29 2014-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板
CN102337478A (zh) * 2010-07-15 2012-02-01 宝山钢铁股份有限公司 强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法
CN103201400A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN103201401A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
任颂赞编: "《金相分析原理及技术》", 31 August 2013 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110527912A (zh) * 2019-09-24 2019-12-03 王平 一种红土镍矿冶炼高强韧耐候耐火合金结构钢的制备
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN115491605A (zh) * 2022-09-27 2022-12-20 东风商用车有限公司 热锻用贝氏体钢、制造热锻零部件的工艺、装置及系统

Also Published As

Publication number Publication date
KR20180071357A (ko) 2018-06-27
CA3005378C (en) 2020-07-14
DK3168312T3 (da) 2019-07-01
CA3005378A1 (en) 2017-05-26
JP6616501B2 (ja) 2019-12-04
PL3168312T3 (pl) 2019-09-30
RU2703085C1 (ru) 2019-10-15
EP3168312B1 (de) 2019-04-10
PT3168312T (pt) 2019-07-16
CN108474049B (zh) 2021-01-08
WO2017085072A1 (de) 2017-05-26
ES2733805T3 (es) 2019-12-03
JP2019501280A (ja) 2019-01-17
EP3168312A1 (de) 2017-05-17
US20180327873A1 (en) 2018-11-15
KR102178736B1 (ko) 2020-11-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108474049A (zh) 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法
EP2423344B1 (en) High strength, high toughness steel wire rod, and method for manufacturing same
US20040226635A1 (en) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
JP3780999B2 (ja) 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法
US11319621B2 (en) Steel for mold, and mold
US20060243352A1 (en) Process for producing steel products having improved grain size properties and machinability
CN106560522B (zh) 使用时效硬化型贝氏体非调质钢的部件及其制造方法
US20080264526A1 (en) Hot working die steel for die-casting
US20070006947A1 (en) Steel wire for cold forging having excellent low temperature impact properties and method of producing the same
CN100396810C (zh) 可焊接的结构钢组件及其制造方法
CN105177430A (zh) 一种合金工具钢及其生产方法
CN100352966C (zh) 可焊接的结构钢组件及其制造方法
US20180245172A1 (en) Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel
US4936926A (en) Method for manufacturing steel article having high toughness and high strength
US6123785A (en) Product and process for producing constant velocity joint having improved cold workability and strength
KR102122665B1 (ko) 핫스탬핑용 금형강 제조방법 및 이에 의해 제조된 핫스탬핑용 금형강
KR20090030544A (ko) 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품
KR101655181B1 (ko) 고강도 강 및 기어 제조 방법
CN111479938B (zh) 热处理固化型高碳钢板及其制造方法
JPS61166919A (ja) 高靭性非調質温間鍛造品の製造方法
JPS61204353A (ja) 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材
JP6094180B2 (ja) 冷間鍛造性および靱性に優れた機械構造用鋼
JP6197761B2 (ja) 冷間加工品の製造方法
US7976651B2 (en) Weldable steel of high strength and high toughness, and method of producing members using the same
JP2015001018A (ja) 機械部品用鋼及び非調質鋼機械部品

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant