CN110662849B - 用于生产钢部件的方法和相应的钢部件 - Google Patents

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Abstract

方法包括铸造具有包含以下的组成的钢以获得半成品：0.10％≤C≤0.35％、0.8％≤Si≤2.0％、1.8％≤Mn≤2.5％、P≤0.1％、0％≤S≤0.4％、0％≤Al≤1.0％、N≤0.015％、0％≤Mo≤0.4％、0.02％≤Nb≤0.08％、0.02％≤Ti≤0.05％、0.001％≤B≤0.005％、0.5％≤Cr≤1.8％、0％≤V≤0.5％、0％≤Ni≤0.5％，在高于1000℃的热轧起始温度下对所述半成品进行热轧，并通过空气将产品冷却至室温以获得具有由以下组成的显微组织的热轧钢部件：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体，所述贝氏体和所述M/A化合物包含残留奥氏体，使得钢中的残留奥氏体的总含量为5％至25％，残留奥氏体的碳含量为0.8％至1.5％。

Description

用于生产钢部件的方法和相应的钢部件
本发明涉及用于生产具有优异的机械特性的钢部件和变形钢部件的方法、以及相应的钢部件和变形钢部件。
近年来，在许多工业领域中，越来越需要提供由钢制成的部件，所述部件提供其机械强度与其重量之间的良好折衷。
这样的部件特别可应用于机动车辆工业中，例如用于柴油发动机的燃料喷射系统的共轨或用于具有改善的抗疲劳性的另一些高强度高直径汽车部件。
为此目的，已经开发出当其经受变形时经历所谓的TRIP(相变诱导塑性)效应的钢。更特别地，在变形期间，这些钢中所含的残留奥氏体转变为马氏体，从而使得可以实现较大的延伸率并赋予这些钢其强度和延展性的优异组合。
例如，EP 2 365 103公开了能够经历这样的TRIP效应的钢。然而，EP 2 365 103中公开的钢并不完全令人满意。
实际上，为了获得所需的机械特性，必须对通过热轧获得的部件进行称为等温淬火的特殊热处理，其要求将钢部件保持在300℃至450℃的温度范围内的预定保持温度下100秒至2000秒，但优选等于1000秒的时间。需要进行等温淬火处理增加了用于制造部件的成本和努力。特别是，通常通过使用盐浴来进行等温淬火处理，这似乎存在安全性和环境问题。
本发明的目的是提供提供优异的机械特性以实现降低的制造成本和努力的高强度钢种，并且更特别地提供这样的钢种：在获得无偏析的均匀显微组织和良好的抗冲击性的同时，其具有大于或等于750MPa的屈服强度、大于或等于1000MPa的抗拉强度和大于或等于10％的均匀延伸率。
为此目的，本发明涉及用于制造钢部件的方法，所述方法包括以下连续步骤：
-铸造钢以获得半成品，所述钢具有按重量计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.35％
0.8％≤Si≤2.0％
1.8％≤Mn≤2.5％
P≤0.1％
0％≤S≤0.4％
0％≤Al≤1.0％
N≤0.015％
0％≤Mo≤0.4％
0.02％≤Nb≤0.08％
0.02％≤Ti≤0.05％
0.001％≤B≤0.005％
0.5％≤Cr≤1.8％
0％≤V≤0.5％
0％≤Ni≤0.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的不可避免的杂质，
-在高于1000℃的热轧起始温度下对半成品进行热轧，并通过空气冷却将由此获得的产品冷却至室温以获得热轧钢部件，所述热轧钢部件在空气冷却至室温之后具有按表面分数计由以下组成的显微组织：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体，贝氏体和M/A化合物包含残留奥氏体，使得钢中的残留奥氏体的总含量为5％至25％，并且残留奥氏体的碳含量为0.8重量％至1.5重量％。
与任何技术上可能的组合一起或根据任何技术上可能的组合，用于制造钢部件的方法还可以包括以下特征中的一个或更多个：
-所述方法还包括在热轧之前将半成品再加热到1000℃至1250℃的温度的步骤，热轧是对再加热的半成品进行的；
-钢包含0.9重量％至2.0重量％的硅，更特别是1.0重量％至2.0重量％的硅，甚至更特别是1.1重量％至2.0重量％的硅，并且甚至更特别是1.2重量％至2.0重量％的硅；
-钢包含1.8重量％至2.2重量％的锰；
-钢包含0重量％至0.030重量％的铝；
-钢包含0.05重量％至0.2重量％的钼；
-钛含量和氮含量为使得Ti≥3.5×N；
-钢包含0.5重量％至1.5重量％的铬；
-在热轧之后，将热轧钢部件冷却至室温，冷却优选通过空气冷却特别是自然空气冷却或通过受控脉冲空气冷却来进行；
-在冷却至室温之后，将热轧钢部件冷成型，特别是冷压成型，以获得热轧和变形的钢部件；
-所述方法还包括在热轧步骤之后，将所述热轧钢部件加热至大于或等于钢的Ac3温度的热处理温度持续10分钟至120分钟的时间，随后从所述热处理温度冷却至室温以获得热轧和经热处理的钢部件的步骤；
-所述冷却是空气冷却，特别是自然空气冷却或受控脉冲空气冷却；
-在将热轧钢部件加热至热处理温度和冷却至室温的步骤之间，将热轧钢部件热成型，特别是热压成型，热轧和经热处理的钢部件是热轧、经热处理和变形的钢部件；
-在从热处理温度冷却至室温之后，将热轧和经热处理的钢部件冷成型，特别是冷压成型，以获得热轧、经热处理和变形的钢部件。
本发明还涉及热轧钢部件，其组成按重量计包含：
0.10％≤C≤0.35％
0.8％≤Si≤2.0％
1.8％≤Mn≤2.5％
P≤0.1％
0％≤S≤0.4％
0％≤Al≤1.0％
N≤0.015％
0％≤Mo≤0.4％
0.02％≤Nb≤0.08％
0.02％≤Ti≤0.05％
0.001％≤B≤0.005％
0.5％≤Cr≤1.8％
0％≤V≤0.5％
0％≤Ni≤0.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的不可避免的杂质，
热轧钢部件具有按表面分数计由以下组成的显微组织：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体，贝氏体和M/A化合物包含残留奥氏体，使得钢中的残留奥氏体的总含量为5％至25％，并且残留奥氏体的碳含量为0.8重量％至1.5重量％。
与任何技术上可能的组合一起或根据任何技术上可能的组合，热轧钢部件还可以包括以下特征中的一个或更多个：
-所述热轧钢部件具有大于或等于750MPa的屈服强度(YS)、大于或等于1000MPa的抗拉强度(TS)和大于或等于10％的延伸率(EI)；
-热轧钢部件是直径为25mm至100mm的实心棒；
-热轧钢部件是直径为5mm至35mm的线材。
现在将在以下描述中更详细地描述本发明。
根据本发明的用于制造钢部件的方法包括铸造钢以获得半成品的步骤，所述钢具有按重量计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.35％，并且更特别是0.15％≤C≤0.30％，
0.8％≤Si≤2.0％，并且优选1.2％≤Si≤1.5％
1.8％≤Mn≤2.5％，并且优选1.8％≤Mn≤2.2％
P≤0.1％
0％≤S≤0.4％，更特别是0％≤S≤0.01％，
0％≤Al≤1％，并且优选0％≤Al≤0.030％
N≤0.015％
0％≤Mo≤0.4％，并且优选0.05％≤Mo≤0.2％
0.02％≤Nb≤0.08％，并且优选0.04％≤Nb≤0.06％
0.02％≤Ti≤0.05％
0.001％≤B≤0.005％
0.5％≤Cr≤1.8％，更特别是0.5％≤Cr≤1.5％，并且优选0.65％≤Cr≤1.2％
0％≤V≤0.5％
0％≤Ni≤0.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的不可避免的杂质。
在该合金中，碳是主要作用是控制和调节钢的期望显微组织和特性的合金元素。碳使奥氏体稳定并因此即使在室温下也导致其保持。此外，碳允许实现与良好的延展性和抗冲击性组合的良好的机械阻力。
低于0.10重量％的碳含量导致形成不够稳定的残留奥氏体，并且还导致先共析铁素体出现的风险。这可能导致不足的机械特性。在高于0.35％的碳含量下，由于出现中心偏析，因此钢的延展性和抗冲击性劣化。此外，高于0.35重量％的碳含量降低钢的可焊性。因此，碳含量为0.10重量％至0.35重量％。
碳含量优选为0.15重量％至0.30重量％。
硅含量为0.8重量％至2.0重量％。Si(其是不溶于渗碳体的元素)特别是在贝氏体形成期间防止或至少延迟碳化物析出，并且允许碳扩散到残留奥氏体中，因此有利于残留奥氏体的稳定化。Si通过固溶硬化进一步提高了钢的强度。低于0.8重量％的硅，这些效果没有充分表现出来。在高于2.0重量％的硅含量下，抗冲击性可能受到大尺寸氧化物的形成的负面影响。此外，高于2.0重量％的Si含量可能导致钢的差的表面质量。
优选地，Si含量为0.9重量％至2.0重量％，更特别地为1.0重量％至2.0重量％，甚至更特别地为1.1重量％至2.0重量％，并且甚至更特别地为1.2重量％至2.0重量％以确保奥氏体的改善的稳定化。
在另一个实施方案中，Si含量为0.9重量％至1.5重量％，更特别地为1.0重量％至1.5重量％，甚至更特别地为1.1重量％至1.5重量％，并且甚至更特别地为1.2重量％至1.5重量％。
锰含量为1.8重量％至2.5重量％，并且优选1.8重量％至2.2重量％。Mn对于控制显微组织和使奥氏体稳定具有重要作用。作为γ源(gammagenic)元素，Mn降低了奥氏体的转变温度，通过增加奥氏体中的碳溶解度而提高了碳富集的可能性，并且由于其延迟珠光体形成而扩展了冷却速率的适用范围。Mn通过固溶硬化进一步提高了材料的强度。低于1.8重量％，这些效果没有充分表现出来。高于2.5重量％，存在锰的过大偏析，这可能导致显微组织中的带状，并且这降低了钢的机械特性。高于2.5重量％的Mn含量也可能使残留奥氏体过度稳定。
本发明的发明人认为，可以直接在热轧部件(其已经通过空气冷却连续冷却至室温而不必进行中间等温转变步骤例如等温淬火处理)上获得TRIP特性和其他上述机械特性的原因是根据本发明的钢的特定锰含量。实际上，选择1.8重量％至2.5重量％的锰含量提供了奥氏体在钢中的最佳稳定化。特别是，本发明的发明人已发现，对于大于或等于0.2℃/秒的冷却速率，当锰含量大于或等于1.8重量％时，可以避免将不利地影响钢部件的机械特性的珠光体或铁素体的形成。此外，大于或等于1.8重量％的锰含量有助于连续冷却期间奥氏体的稳定化，而无需在冷却期间将钢保持在贝氏体范围内的温度下。对于大于2.5％的锰含量，本发明的发明人已经观察到偏析带的出现，这对钢的其他特性例如其延展性或抗冲击性不利。
钼含量为0重量％(相当于痕量的该元素)至0.4重量％。当存在钼时，钼提高钢的淬透性并通过降低下贝氏体出现的温度来进一步促进该组织的形成，下贝氏体导致钢的良好的抗冲击性。然而，在大于0.4重量％的含量下，Mo可能对该相同的抗冲击性，特别是焊接期间热影响区的该相同的抗冲击性具有负面影响。此外，高于0.4％，Mo添加变得不必要地昂贵。
优选地，Mo含量为0.05重量％至0.2重量％。
铬含量为0.5重量％至1.8重量％，优选0.5重量％至1.5重量％，并且甚至更优选0.65重量％至1.2重量％。铬在使残留奥氏体稳定、确保其预定量方面有效。其还可用于强化钢。然而，铬主要为了其硬化作用而添加。铬促进低温转变相的生长并允许以大范围的冷却速率获得目标显微组织。在低于0.5重量％的含量下，这些效果没有充分表现出来。在高于1.8重量％的含量下，铬易于形成太大分数的马氏体，这对产品的延展性不利。此外，在高于1.8重量％的含量下，铬添加变得不必要地昂贵。
钢的铌含量为0.02重量％至0.08重量％。通过阻碍碳扩散，铌通过限制或消除Fe23(CB)6型硼碳化物(其将束缚硼并降低游离硼的含量)的形成来增加活性(或游离)硼的量。因此，铌和硼的组合使得铁素体成核速率能够显著降低，导致形成宽的贝氏体域，从而允许以大范围的冷却速率形成贝氏体。最后，铌通过与氮和/或碳形成析出物而对钢具有沉淀硬化作用。
在低于0.02重量％的含量下，铌的作用没有充分表现出来。为了避免获得将会降低钢的抗冲击性的太大尺寸的析出物，允许0.08重量％的最大含量。此外，当以高于0.08重量％的含量添加铌时，其导致连续铸造时坯料和方坯表面处的开裂缺陷的风险增加。如果不能完全消除这些缺陷，则这些缺陷在最终部件的特性的完整性方面，尤其是对于疲劳强度，可能证明是非常有害的。
铌含量优选为0.04重量％至0.06重量％。
硼含量为0.001重量％至0.005重量％。硼偏析至奥氏体晶粒，从而阻碍铁素体成核并增加钢的淬透性。在低于0.001重量％的含量下，硼的作用没有充分表现出来。然而，如上所述，高于0.005重量％的硼含量将导致形成脆性的碳化硼铁。
氮被认为是有害的。其通过形成氮化硼来捕获硼，这使该元素在钢的淬透性中的作用无效。因此，氮含量为至多0.015重量％。然而，以少量添加，其使得能够通过形成特别是氮化铌(NbN)或碳氮化铌(NbCN)或氮化铝(AlN)来避免钢经历的热处理期间的过度的奥氏体晶粒粗化。其还有助于钢的强化。
钢的钛含量为0.02重量％至0.05重量％。钛具有防止硼与氮结合的作用，氮优选与钛而不是与硼结合。因此，钛含量优选高于3.5*N，其中N是钢的氮含量。
硫含量为0％(相当于痕量的该元素)至0.4％，并且更特别地为0％至0.01％。在本发明的钢中，硫应保持尽可能低。实际上，其倾向于降低钢的抗冲击性和抗疲劳性。然而，由于硫提高了可切削性，如果要求钢的可切削性的大幅增加，则可以将其添加至0.4％的水平。在高于0.4％的水平下，其对可切削性的影响将变得饱和。
磷含量为0％(相当于作为痕量的P量)至0.1％。即使在低于0.1％的水平下，磷也阻碍碳化铁的析出并因此有利于保持残留奥氏体。然而，通过在晶界处偏析，磷降低其内聚力并降低钢的延展性。因此，磷应保持尽可能低。
铝含量为0重量％(相当于痕量的该元素)至1.0重量％，优选0重量％至0.5重量％，并且甚至更优选0重量％至0.03重量％。
在本发明的钢中，铝是任选的合金元素，其主要用作强脱氧剂。Al限制溶解在钢液中的氧量并提高了部件的夹杂物清结度。此外，其以氮化物的形式有助于控制热轧期间的奥氏体晶粒粗化。
此外，与硅一样，铝不溶于渗碳体并因此防止渗碳体析出。因此，即使当以低于1.0重量％或甚至低于0.5重量％的低含量添加时，铝也可以使残留奥氏体稳定并因此增加产生的残留奥氏体的量。
另一方面，以大于1.0重量％的量，Al可能导致铝酸盐型夹杂物的粗化，这可能损害钢的抗冲击性。
Al含量为例如0.003重量％至0.030重量％。
钒和镍是任选的合金元素。和铌一样，钒有助于晶粒细化。因此，可以将多至0.5重量％的V添加到钢的组成中。
镍就其本身而言提供钢强度的增加并对其电阻具有有益的影响。因此，可以将多至0.5重量％的Ni添加到钢的组成中。
根据本发明的热轧钢部件具有按表面分数计由以下组成的显微组织：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体。
贝氏体和M/A化合物包含残留奥氏体，使得残留奥氏体的总含量为5％至25％。钢的所有残留奥氏体都包含在贝氏体或M/A化合物中。
更特别地，M/A化合物由在M/A化合物外围的残留奥氏体和在M/A化合物的中心部分转变成马氏体的奥氏体组成。
残留奥氏体以奥氏体的岛和膜形式包含在贝氏体铁素体板条之间的贝氏体中，以及包含在M/A化合物中。
至少5％的残留奥氏体包含在M/A化合物中。对于钢的TRIP效应，在显微组织中存在M/A化合物是有利的。实际上，由于M/A化合物中所含的残留奥氏体将以比贝氏体中所含的残留奥氏体(岛或膜)更低的变形速率转变成马氏体，因此这样的化合物的存在导致在整个变形中比如果所有残留奥氏体都呈贝氏体中所含的残留奥氏体(岛或膜)形式更连续地转变成马氏体。
残留奥氏体的碳含量为0.8重量％至1.5重量％。包含在该范围内的碳含量是特别有利的，因为其导致残留奥氏体的良好稳定化。
更特别地，残留奥氏体的碳含量为1.0重量％至1.5重量％。这导致残留奥氏体的甚至更好的稳定化。
由此获得的热轧钢部件具有大于或等于750MPa的屈服强度YS、大于或等于1000MPa的抗拉强度TS和大于或等于10％的延伸率EI。
用于生产钢部件的方法包括铸造具有上述组成的半成品。根据待生产的钢产品，半成品可以是坯料、锭或方坯。
所述方法还包括对半成品进行热轧以获得热轧部件的步骤。
根据待生产的钢部件，热轧产品可以是线材或棒。
热轧以高于1000℃的热轧起始温度进行。例如，在热轧之前，将半成品再加热到1000℃至1250℃的温度，然后热轧。
在热轧之后，通过空气冷却，例如通过自然空气冷却或通过受控脉冲空气冷却，将热轧部件冷却至室温。
在空气冷却的情况下，将热轧部件从热轧温度连续冷却至室温，而不保持在特定的中间温度。在这个背景下，中间温度是介于热轧温度和室温之间的温度，其不同于热轧温度和室温。
在自然空气冷却的情况下，将产品置于环境空气中冷却，而无需强制对流。
受控脉冲空气冷却可以例如通过使用通风机来获得，该通风机的操作根据期望的冷却速率来控制。
在从热轧结束温度空气冷却至室温期间，热轧产品的芯中的冷却速率有利地大于或等于0.2℃/秒，并且例如小于或等于5℃/秒。
根据本发明的用于生产钢部件的方法可以任选地包括在热轧步骤之后对所述热轧部件进行热处理以获得热轧和经热处理的钢部件的步骤。
热处理步骤特别是在将热轧钢部件冷却至室温之后，并且特别是在将热轧钢部件空气冷却至室温之后进行。
这样的热处理可以特别包括将所述热轧钢部件加热至大于或等于钢的Ac3温度的热处理温度持续10分钟至120分钟的时间，使得在加热步骤结束时，钢具有完全奥氏体的显微组织。
更特别地，热处理温度为AC3+50℃至1250℃。
优选将热轧钢部件保持在热处理温度下30分钟至90分钟的时间。
加热可以在惰性气氛中，例如在氮气气氛中进行。
优选地，加热步骤随后是从所述热处理温度空气冷却至室温以获得热轧和经热处理的钢部件。
在从热处理温度空气冷却至室温期间，产品的芯中的冷却速率有利地大于或等于0.2℃/秒，并且例如小于或等于5℃/秒。
在空气冷却的情况下，部件从热处理温度连续冷却至室温，而不保持在特定的中间温度。在这个背景下，中间温度是介于热处理温度和室温之间的温度，其不同于热处理温度和室温。
空气冷却特别是自然空气冷却或受控脉冲空气冷却。
在该热处理步骤结束时，获得热轧和经热处理的钢部件。
任选地，用于生产钢部件的方法可以包括冷轧步骤。冷轧步骤可以在热轧步骤之后直接进行，而无需中间热处理。如果该方法包括热处理步骤，则在热处理步骤之后分别进行冷轧步骤。
根据一个实施方案，通过上述方法生产的热轧钢部件和/或热轧和经热处理的钢部件是直径为5mm至35mm的实心线材。
根据另一个实施方案，通过上述方法生产的热轧钢部件和/或热轧和经热处理的钢部件是直径为25mm至100mm的实心棒。
实心棒的直径可以例如等于约30mm或等于约40mm。特别地，热轧钢部件和/或热轧和经热处理的钢部件的直径相等。
热轧钢部件与热轧和经热处理的钢部件可以具有不同的长度，热轧和经热处理的钢部件的长度小于热轧钢部件的长度。例如，可以在进行热处理之前将热轧钢部件切割成较小的部件。
有利地，所述方法还包括使部件变形以获得变形部件的步骤。该成型步骤可以是冷成型步骤或热成型步骤，并且可以在过程的各个阶段进行。成型步骤是例如压制成型步骤。
根据第一实施方案，在将热轧钢部件冷却至室温之后且在任何任选的热处理之前进行成型步骤。
在该第一实施方案中，成型步骤是冷成型步骤。
在该实施方案中，在冷成型步骤之后获得的部件是热轧和变形的钢部件。
随后可以对热轧和变形的钢部件进行如上公开的奥氏体化热处理以获得热轧、变形和经热处理的钢部件。在进行如上公开的奥氏体化热处理的情况下，热轧、变形和经热处理的钢部件的显微组织与热轧钢部件或热轧和经热处理的钢部件的显微组织相同。实际上，热处理恢复了冷成型之前存在的显微组织。
或者，可以对热轧和变形的钢部件进行目的在于消除由冷成型产生的残余应力的应力释放热处理。这样的应力消除热处理例如在100℃至500℃的温度下进行10分钟至120分钟的时间。
根据第二实施方案，成型步骤是对热轧和经热处理的钢部件进行的冷成型步骤，即在进行热处理之后。
在该实施方案中，在冷成型步骤之后，获得热轧、经热处理和变形的钢部件。
在该实施方案中，例如如果期望恢复钢部件在冷成型之前的初始显微组织，则冷成型步骤可以任选地随后是如上公开的奥氏体化热处理步骤，或者是如上公开的应力释放热处理步骤。
根据第三实施方案，成型步骤在热处理期间进行，特别是在将热轧钢部件加热至热处理温度之后且在冷却至室温之前进行。
在该第三实施方案中，成型步骤是热成型步骤，优选热压成型步骤。在冷却至室温之后，获得热轧、经热处理和变形的钢部件。
热轧(任选地经热处理)和变形的钢部件是例如柴油发动机的燃料喷射系统的共轨。
任选地，所述方法还可以包括在成型步骤之后进行的精加工步骤，特别是机械加工或表面处理步骤。表面处理步骤可以特别包括喷丸硬化处理、滚光(roller burnishing)或内表层预应力处理。
实施例
显微组织分析
基于样品的截面分析显微组织。更具体地，通过光光学显微术(LOM)和扫描电子显微术(SEM)表征截面中存在的组织。
在使用2％硝酸乙醇腐蚀液(Nital)溶液蚀刻之后进行LOM观察。
为了SEM观察，样品已经用胶体二氧化硅抛光(在最后的抛光步骤之后)。进行浓度为0.5％至1％的较低浓度的硝酸乙醇腐蚀液蚀刻以略微露出金相组织。
使用LePera蚀刻剂(LePera 1980)，使用着色蚀刻来表征钢的显微组织，以区分马氏体相、贝氏体相和铁素体相。蚀刻剂是临使用前以1:1比例混合的1％焦亚硫酸钠水溶液(在100ml蒸馏水中1g Na2S2O5)和4％苦味醇液(在100ml乙醇中4g干燥苦味酸)的混合物。
LePera蚀刻露出初生相和第二相，例如贝氏体(上贝氏体、下贝氏体)、马氏体、奥氏体的岛和膜或M/A化合物类型。在LePera蚀刻之后，在光光学显微镜下和在1000倍的放大倍率下，铁素体呈浅蓝色，贝氏体呈蓝色至棕色(上贝氏体呈蓝色，下贝氏体呈棕色)，马氏体呈棕色至浅黄色以及M/A化合物呈白色。
然后使用适合的图像处理软件，特别是允许量化的处理和图像分析的ImageJ软件，测量图像中给定区域的以百分比表示的M/A化合物的量。
本发明人还通过σ测量法(sigmametry)或X射线衍射测量了残留奥氏体的总含量。这些技术是技术人员公知的。
机械特性
使用TR03型试样(
Figure BDA0002282585220000121
mm，L＝75mm)进行拉伸试验。每个值是两次测量的平均值。
进行沿样品截面的硬度分布。以30kg的负载进行维氏硬度测试15秒的持续时间。
在下表中，使用以下缩写：
UB＝上贝氏体
LB＝下贝氏体
M/A＝马氏体/残留奥氏体化合物
RA＝残留奥氏体。
TS(MPa)是指通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测量的抗拉强度，
YS(MPa)是指通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测量的屈服强度，
Ra(％)是指通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测量的断面收缩率百分比，
EI(％)是指通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测量的延伸率。
本发明的发明人已经进行了以下实验。
他们已经铸造了由钢制成的坯料，所述钢具有下表1中列出的组成。
Figure BDA0002282585220000131
表1
在上表1中，含量以重量％表示。
然后他们以高于1000℃对这些半成品进行热轧以生产直径为40mm的自然冷却的棒。在下面将由此获得的棒称为“轧制状态的”。
然后，对从这些棒中取样的一些毛坯进行由奥氏体化组成的热处理，随后自然空气冷却至室温。
奥氏体化条件如下：
-温度：1200℃
-保持时间(在温度下)：75分钟
-惰化：氩气气氛。
在下面将由此获得的样品称为“经热处理的”。
此外，对从以上获得的热轧棒(“轧制状态的”)中取样的另一些毛坯进行等温淬火处理。更具体地，如上所述，首先对它们进行奥氏体化，然后将其空气冷却并在取决于钢种的温度下在盐浴中保持预定的保持时间，然后最终将其空气冷却至室温以获得“经等温淬火的”样品。
更具体地，使用以下保持温度和时间：
钢1：400℃持续15分钟
钢2：380℃持续15分钟
钢3：360℃持续60分钟
对于上述钢中的每一者，分析“轧制状态的”、“经热处理的”和“经等温淬火的”样品的显微组织、残留奥氏体含量、硬度、淬透性、机械特性(屈服强度、抗拉强度、延伸率和断面收缩率、韧性)。显微组织特征和机械特性如以上所公开的确定。
下表2总结了显微组织分析的结果。
Figure BDA0002282585220000141
表2
对于表2中的所有等级，在整个截面上观察到“轧制状态的”、“经热处理的”和“经等温淬火的”样品的显微组织非常均匀。
扫描电子显微术观察结果突出显示了贝氏体基体中存在的M/A化合物。在高放大倍率下的观察结果表明，M/A化合物由残留奥氏体和部分转变成马氏体的残留奥氏体组成。此外，残留奥氏体相当集中在化合物的外围。
对于所有等级，M/A化合物的形态和组成均相同。
下表3总结了机械特性测量的结果。
Figure BDA0002282585220000142
表3
为了评估不同钢种的淬透性，使用以下处理条件进行末端淬火试验(Jominy endquench test)：
·奥氏体化温度：1150℃
·保持时间：50分钟
该试验显示出所有以上测试钢的“平坦”的末端淬透性试验曲线(Jominy curve)。因此，所有以上测试的钢种都具有非常好的淬透性，并且适合于生产具有均匀机械特性的高强度大直径部件。
硬度测量的结果还表明，沿着轧制状态样品的整个截面，硬度基本上均匀。这确定了沿横截面的组织的良好均匀性以及因此良好的淬透性。
本发明人对不同样品进行的拉伸试验还表明，样品在变形期间经历了TRIP(相变诱导塑性)效应，因为在这些拉伸试验期间几乎所有奥氏体都转变成马氏体。
以上结果确定，在热轧后的自然空气冷却之后，已经获得了机械特性和显微组织方面的优异结果。因此，没有必要进行中间等温转变步骤，例如等温淬火处理。
根据本发明的钢部件是特别有利的。
实际上，并且如由以上结果所确定的，根据本发明的钢组成允许在热轧和空气冷却之后直接获得具有优异的机械特性(特别是在屈服强度、延伸率、硬度和淬透性方面)的部件，而不必进行任何特定的额外热处理，并且特别是等温淬火。因此，与具有类似特性的现有技术钢相比，可以以降低的制造成本和努力获得这样的良好的机械特性。
本发明人还确定，根据本发明的钢在变形期间经历了期望的TRIP效应。
当然，根据需要，可以例如在冷轧之后对产品任选地进行等温淬火处理，但是这样的热处理并不是获得有利的机械特性所需要的。

Claims (22)

1.一种用于制造钢部件的方法，包括以下连续步骤：
-铸造钢以获得半成品，所述钢具有按重量计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.35％
0.8％≤Si≤2.0％
1.8％≤Mn≤2.5％
P≤0.1％
0％≤S≤0.4％
0％≤Al≤1.0％
N≤0.015％
0％≤Mo≤0.4％
0.02％≤Nb≤0.08％
0.02％≤Ti≤0.05％
0.001％≤B≤0.005％
0.5％≤Cr≤1.8％
0％≤V≤0.5％
0％≤Ni≤0.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的不可避免的杂质，
-在高于1000℃的热轧起始温度下对所述半成品进行热轧并通过空气冷却将由此获得的热轧产品冷却至室温以获得热轧钢部件，在从热轧结束温度空气冷却至室温期间，热轧产品的芯中的冷却速率大于或等于0.2℃/秒，
所述热轧钢部件在空气冷却至室温之后具有按表面分数计由以下组成的显微组织：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体，所述贝氏体和所述M/A化合物包含残留奥氏体，使得所述钢中的残留奥氏体的总含量为5％至25％，以及所述残留奥氏体的碳含量为0.8重量％至1.5重量％。
2.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，还包括在热轧之前将所述半成品再加热到1000℃至1250℃的温度的步骤，所述热轧是对再加热的半成品进行的。
3.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中所述钢包含0.9重量％至2.0重量％的硅。
4.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中所述钢包含1.8重量％至2.2重量％的锰。
5.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中所述钢包含0重量％至0.030重量％的铝。
6.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中所述钢包含0.05重量％至0.2重量％的钼。
7.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中钛含量和氮含量为使得Ti≥3.5×N。
8.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中所述钢包含0.5重量％至1.5重量％的铬。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的用于制造钢部件的方法，其中在热轧之后，将所述热轧钢部件冷却至室温，冷却通过自然空气冷却或通过受控脉冲空气冷却进行。
10.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中在冷却至室温之后，将所述热轧钢部件冷成型以获得热轧和变形的钢部件。
11.根据权利要求1所述的用于制造钢部件的方法，其中在冷却至室温之后，将所述热轧钢部件冷压成型以获得热轧和变形的钢部件。
12.根据权利要求1至8中任一项所述的方法，还包括在热轧步骤之后，将所述热轧钢部件加热至大于或等于所述钢的Ac3温度的热处理温度持续10分钟至120分钟的时间，随后从所述热处理温度冷却至室温以获得热轧和经热处理的钢部件的步骤。
13.根据权利要求12所述的方法，其中从所述热处理温度至室温的所述冷却是空气冷却。
14.根据权利要求12所述的方法，其中从所述热处理温度至室温的所述冷却是自然空气冷却或受控脉冲空气冷却。
15.根据权利要求12所述的方法，其中，在将所述热轧钢部件加热至所述热处理温度和冷却至室温的步骤之间，将所述热轧钢部件热成型，所述热轧和经热处理的钢部件是热轧、经热处理和变形的钢部件。
16.根据权利要求12所述的方法，其中，在将所述热轧钢部件加热至所述热处理温度和冷却至室温的步骤之间，将所述热轧钢部件热压成型，所述热轧和经热处理的钢部件是热轧、经热处理和变形的钢部件。
17.根据权利要求12所述的方法，其中，在从所述热处理温度冷却至室温之后，将所述热轧和经热处理的钢部件冷成型以获得热轧、经热处理和变形的钢部件。
18.根据权利要求12所述的方法，其中，在从所述热处理温度冷却至室温之后，将所述热轧和经热处理的钢部件冷压成型，以获得热轧、经热处理和变形的钢部件。
19.一种热轧钢部件，具有按重量计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.35％
0.8％≤Si≤2.0％
1.8％≤Mn≤2.5％
P≤0.1％
0％≤S≤0.4％
0％≤Al≤1.0％
N≤0.015％
0％≤Mo≤0.4％
0.02％≤Nb≤0.08％
0.02％≤Ti≤0.05％
0.001％≤B≤0.005％
0.5％≤Cr≤1.8％
0％≤V≤0.5％
0％≤Ni≤0.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述热轧钢部件具有按表面分数计由以下组成的显微组织：70％至90％的贝氏体、5％至25％的M/A化合物和至多25％的马氏体，所述贝氏体和所述M/A化合物包含残留奥氏体，使得钢中的残留奥氏体的总含量为5％至25％，以及所述残留奥氏体的碳含量为0.8重量％至1.5重量％。
20.根据权利要求19所述的热轧钢部件，其中所述热轧钢部件具有大于或等于750MPa的屈服强度(YS)、大于或等于1000MPa的抗拉强度(TS)和大于或等于10％的延伸率(EI)。
21.根据权利要求19或20中任一项所述的热轧钢部件，其中所述热轧钢部件是直径为25mm至100mm的实心棒。
22.根据权利要求19或20中任一项所述的热轧钢部件，其中所述热轧钢部件是直径为5mm至35mm的线材。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CZ2018364A3 (cs) * 2018-07-20 2020-01-08 Univerzita Pardubice Bainitická ocel se zvýšenou kontaktně-únavovou odolností
KR102274744B1 (ko) * 2020-02-07 2021-07-08 이래에이엠에스 주식회사 볼 스플라인 구조를 갖는 드라이브 샤프트용 관형 샤프트를 위한 열처리 방법 및 그에 의해 제조된 관형 샤프트
CN112342463B (zh) * 2020-10-12 2022-02-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用高Ti高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112195412B (zh) * 2020-10-12 2021-12-24 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用Nb-V微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112342462B (zh) * 2020-10-12 2022-02-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用Nb-Ti微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112267074B (zh) * 2020-10-12 2022-01-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN113174529A (zh) * 2021-03-17 2021-07-27 河钢股份有限公司承德分公司 一种830MPa级精轧钢筋及其生产方法
CA3220321A1 (en) * 2021-06-16 2022-12-22 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN114058969B (zh) * 2021-11-16 2022-12-09 江苏徐工工程机械研究院有限公司 一种合金钢及其制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100851176B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도 이방성이 적은 라인파이프용열연강판과 그 제조방법
WO2009138586A3 (fr) * 2008-05-15 2010-01-07 Arcelormittal Gandrange Acier micro-allié pour forge à chaud de pièces mécaniques à hautes caractéristiques
CN101765668A (zh) * 2007-05-11 2010-06-30 安赛乐米塔尔法国公司 具有极高强度的冷轧并退火钢片材的制造方法及这样生产的片材
JP2012126974A (ja) * 2010-12-16 2012-07-05 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法
CN104513930A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 弯曲和扩孔性能良好的超高强热轧复相钢板和钢带及其制造方法
EP2895635A1 (de) * 2012-09-14 2015-07-22 Salzgitter Mannesmann Precision GmbH Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl
CN105143474A (zh) * 2013-03-22 2015-12-09 卡特彼勒公司 具有增强的材料特性的空气可硬化贝氏体钢
CN105256240A (zh) * 2015-11-11 2016-01-20 首钢总公司 一种热轧卷板及其制造方法
CN106103770A (zh) * 2014-02-27 2016-11-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN106661689A (zh) * 2014-07-14 2017-05-10 新日铁住金株式会社 热轧钢板

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2661194B1 (fr) * 1990-04-20 1993-08-13 Coflexip Procede d'elaboration de fils d'acier destines a la fabrication de conduites flexibles, fils d'acier obtenus par ce procede et conduites flexibles renforcees par de tels fils.
JP2743116B2 (ja) * 1990-07-27 1998-04-22 愛知製鋼 株式会社 熱間鍛造用非調質鋼
JPH07278730A (ja) * 1994-04-05 1995-10-24 Nippon Steel Corp 延性および靭性の優れた引張強度が１０８０〜１４５０ＭＰａの電縫鋼管およびその製造方法
JP4349732B2 (ja) * 2000-09-20 2009-10-21 Ｊｆｅ条鋼株式会社 溶接性および加工性に優れたばね用線材および鋼線
KR100544752B1 (ko) * 2001-12-27 2006-01-24 주식회사 포스코 냉간성형성이 우수한 고탄소 볼트용강 선재의 제조방법
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
RU2291205C1 (ru) * 2005-06-27 2007-01-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства сортового проката
JP5483859B2 (ja) 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
RU2493267C1 (ru) * 2012-06-29 2013-09-20 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства круглого сортового проката из автоматной стали
RU2553321C1 (ru) * 2014-03-31 2015-06-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева", НГТУ Способ подготовки калиброванного проката для изготовления метизных крепежных изделий
JP6217585B2 (ja) * 2014-10-20 2017-10-25 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
WO2016151345A1 (fr) * 2015-03-23 2016-09-29 Arcelormittal Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
BR112017020165A2 (pt) * 2015-03-31 2018-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço para estampagem a quente e método para produção de chapa de aço para estampagem a quente e corpo formado por estampagem a quente

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100851176B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도 이방성이 적은 라인파이프용열연강판과 그 제조방법
CN101765668A (zh) * 2007-05-11 2010-06-30 安赛乐米塔尔法国公司 具有极高强度的冷轧并退火钢片材的制造方法及这样生产的片材
WO2009138586A3 (fr) * 2008-05-15 2010-01-07 Arcelormittal Gandrange Acier micro-allié pour forge à chaud de pièces mécaniques à hautes caractéristiques
JP2012126974A (ja) * 2010-12-16 2012-07-05 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法
EP2895635A1 (de) * 2012-09-14 2015-07-22 Salzgitter Mannesmann Precision GmbH Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl
CN105143474A (zh) * 2013-03-22 2015-12-09 卡特彼勒公司 具有增强的材料特性的空气可硬化贝氏体钢
CN106103770A (zh) * 2014-02-27 2016-11-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN106661689A (zh) * 2014-07-14 2017-05-10 新日铁住金株式会社 热轧钢板
CN104513930A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 弯曲和扩孔性能良好的超高强热轧复相钢板和钢带及其制造方法
CN105256240A (zh) * 2015-11-11 2016-01-20 首钢总公司 一种热轧卷板及其制造方法

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Publication number Publication date
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