CN111836908B - 贝氏体钢的锻造部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种用于锻造机械部件的钢，以重量百分比表示，其包含以下元素：0.15％≦C≦0.22％；1.6％≦Mn≦2.2％；0.6％≦Si≦1％；1％≦Cr≦1.5％；0.01％≦Ni≦1％；0％≦S≦0.06％；0％≦P≦0.02％；0％≦N≦0.013％，并且具有以下任选元素：0％≦Al≦0.06％；0.03％≦Mo≦0.1％；0％≦Cu≦0.5％；0.01％≦Nb≦0.15％；0.01％≦Ti≦0.03％；0％≦V≦0.08％；0.0015％≦B≦0.004％，剩余部分组成由铁和由加工引起的不可避免的杂质构成，所述钢的显微组织具有以面积百分比计包含以下的显微组织：1％至20％的残余奥氏体和马氏体‑奥氏体岛的累积存在，剩余显微组织为至少80％的贝氏体，其中具有59.5°的错误取向角的贝氏体的晶界的分数为至少7％；以及0％至10％的马氏体的任选存在。

Description

贝氏体钢的锻造部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及适用于锻造汽车用钢的机械部件的贝氏体钢。

汽车部件需要满足两个不一致的需求，即，易于成形且具有强度，但近年来，考虑到全球环境问题，还给予汽车以改善燃料消耗的第三个要求。因此，现在汽车部件必须由具有高可成形性的材料制成，以符合复杂汽车组件的易于装配的标准，并且同时必须针对车辆发动机耐撞性和耐久性而改善强度同时减小车辆的重量以改善燃料效率。

因此，进行了大量的研究和开发努力以通过增加材料的强度来减少汽车中使用的材料的量。相反地，钢强度的增加使可成形性降低，并因此必须开发具有高强度、高冲击韧性以及高可成形性的材料。

高强度和高冲击韧性领域中的早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度和高冲击韧性钢的方法，本文中列举其中的一些方法以用于对本发明的最终理解：

US 2013/0037182要求保护用于制造机械部件的贝氏体钢，以重量百分比计，其具有以下化学组成：0.05％≤C≤0.25％、1.2％≤Mn≤2％、1％≤Cr≤2.5％、0<Si≤1.55、0<Ni≤1％、0<Mo≤0.5％、0<Cu≤1％、0<V≤0.3％、0<Al≤0.1％、0<B≤0.005％、0<Ti≤0.03％、0<Nb≤0.06％、0<S≤0.1％、0<Ca≤0.006％、0<Te≤0.03％、0<Se≤0.05％、0<Bi≤0.05％、0<Pb≤0.1％，钢部件的剩余部分为铁和由加工产生的杂质。US 2013/0037182的钢不能达到800MPa或更大的屈服强度，此外，该钢在20℃下不具有70J.cm^-2的冲击韧性值(KCU)。

WO 2016/063224要求保护以重量百分比计，包含以下化学组成的钢：0.1≤C≤0.25％、1.2≤Mn≤2.5％、0.5≤Si≤1.7％、0.8≤Cr≤1.4％、0.05≤Mn≤0.1、0.05≤Nb≤0.10、0.01≤Ti≤0.03％、0<Ni≤0.4％、0<V≤0.1％、0<S≤0.03％、0<P≤0.02％、0<B≤30ppm、0<O≤15ppm以及小于0.4％的残余元素。但在机械特性方面，在CVN中，抗拉强度低于1200MPa，屈服强度永远不高于800MPa，冲击韧性为约20J。

因此，根据上述公开，本发明的目的是提供用于热锻机械部件的贝氏体钢，使得可以获得高于1100MPa的抗拉强度和在DVM中在20℃下70J.cm^-2的冲击韧性。

因此，本发明的目的是通过使得可获得同时具有以下特性的适用于热锻的贝氏体钢来解决这些问题：

-大于或等于1100MPa并且优选大于1150MPa的极限抗拉强度，

-在20℃下大于或等于70J.cm^-2的冲击韧性，

-大于或等于800MPa并且优选大于850MPa的屈服强度。

在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢板还可以呈现出0.72或更大的屈服强度与抗拉强度比。

优选地，这样的钢适用于制造在锻造部件表皮(skin)与中心(heart)之间没有明显的硬度梯度的截面为30mm至100mm的锻造钢部件，例如曲轴、转向臂(pitman arm)和转向节(steering knuckle)。

本发明的另一个目的还在于使得可获得与常规工业应用相容同时对制造参数变化稳健的用于制造这些机械部件的方法。

碳以0.15％至0.22％存在于本发明的钢中。碳通过固溶强化赋予钢以强度并且碳是γ相生成元素(gammagenous)，因此延迟铁素体的形成。碳是对贝氏体起始转变温度(Bs)和马氏体起始转变温度(Ms)具有影响的元素。在低温下转变的贝氏体比在高温下转变的贝氏体表现出更好的强度/延性组合。

需要最少0.15％的碳以达到1100MPa的抗拉强度，但如果碳以高于0.22％存在，则碳使最终产品的延性以及可加工性和可焊性劣化。碳含量有利地在0.15％至0.20％的范围内以同时获得高强度和高延性。

锰以1.6％至2.2％添加在本发明的钢中。锰为钢提供淬透性。其允许降低临界冷却速率，对于该临界冷却速率，在没有任何先期的转变的情况下，可以在连续冷却中获得贝氏体或马氏体转变。其促进在低温下的贝氏体转变。需要1.6重量％的最少含量以获得期望的贝氏体显微组织并且还使奥氏体稳定。但高于2.2％，锰对本发明的钢具有负面影响，因为贝氏体转变之后的残余奥氏体较粗大并且在冷却的第三步期间更可能转变为马氏体或MA成分，并且这些相对于所要求的特性是不利的。此外，锰形成硫化物例如MnS。如果形状和分布得到良好控制，则这些硫化物可以增加可加工性。如果不是这样，则它们可能对冲击韧性具有非常不利的影响。

硅以0.6％至1％存在于本发明的钢中。硅通过固溶强化赋予本发明的钢以强度。硅减少渗碳体成核的形成，因为硅通过在析出物核周围形成富Si层来阻碍碳化物的析出和扩散控制生长。因此，奥氏体富含碳，这降低贝氏体转变期间的驱动力。因此，Si的添加使整体贝氏体转变动力学减慢，这引起残余奥氏体含量的增加。硅添加可能使得出现不含渗碳体的贝氏体，其通常比在相同温度范围内转变的传统的上贝氏体和下贝氏体表现出强度和延性的更高组合。此外，硅还充当脱氧剂。需要最少0.6％的硅以赋予本发明的钢以强度并在连续冷却下提供不含渗碳体的贝氏体。大于1％的量提高奥氏体中的碳的活性，促进其转变为先共析铁素体，这可能使强度劣化，但也过多限制贝氏体转变的扩展，在贝氏体转变结束时产生太多残余奥氏体，并因此在冷却结束时产生太多马氏体和MA成分。

铬以1％至1.5％存在于本发明的钢中。铬是产生贝氏体并且还促进奥氏体的稳定的必不可少的元素。铬的添加促进在Bs+30℃至Bs+50℃的温度范围内均匀和更细的贝氏体显微组织。需要1％铬的最少含量以产生目标贝氏体显微组织，但1.5％或更大的铬含量的存在促进在Ms至Ms+60℃的温度范围内由残余奥氏体形成马氏体。将铬水平保持低于1.5％的另一个原因是高于1.5％的铬引起偏析。

镍以0.01％至1％包含在内。添加镍以有助于钢的淬透性和韧性。镍还辅助降低贝氏体起始温度。然而，由于经济可行性，将其含量限制于1％。

硫以0％至0.06％包含在内。硫形成改善可加工性的MnS析出物并辅助获得足够的可加工性。在金属成形过程例如轧制和锻造期间，可变形的硫化锰(MnS)夹杂物变得伸长。如果夹杂物不与负荷方向一致，则这样的伸长的MnS夹杂物可能对机械特性例如抗拉强度和冲击韧性具有相当大的不利影响。因此，将硫含量限制于0.06％。硫含量的优选范围为0.03％至0.04％。

磷是本发明的钢的任选成分并且为0％至0.02％。磷降低可点焊性和热延性，特别是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向。出于这些原因，将其含量限制于0.02％，并且优选低于0.015％。

氮以0％至0.013％的量存在于本发明的钢中。氮与Al、Nb和Ti形成氮化物，其防止钢的奥氏体组织在热锻期间粗化，并增强其韧性。当Ti含量为0.01％至0.03％并且Ti/N比<3.42时，实现TiN钉扎(pin)奥氏体晶界的有效用途。使用化学计量过量的氮含量引起这些颗粒的尺寸增加，这不仅降低钉扎奥氏体晶界的效率，而且还增加TiN颗粒充当断裂起始位点的可能性。

铝对于本发明的钢是任选元素。铝是强脱氧剂并且还形成作为防止奥氏体晶粒生长的氮化物的分散在钢中的析出物。但对于0.06％的过量铝含量，脱氧效果饱和。大于0.06％的含量可能使得出现使抗拉特性特别是冲击韧性劣化的粗大的富铝氧化物。

钼以0.03％至0.1％存在于本发明中。钼形成增加本发明的钢的屈服强度的Mo₂C析出物。钼还对钢淬透性具有明显的影响。溶质钼大大阻碍贝氏体板条的生长，使贝氏体板条更细。这样的效果仅在最少0.03％的钼的情况下才可行。钼的过量添加使合金化成本增加并且由残余奥氏体形成MA成分将增强。此外，如果Mo含量太高，则可能出现偏析问题。因此，对于本发明，将钼限制于0.1％。

铜是来自电弧炉炼钢过程的残余元素并且必须保持低至0％，但必须始终将其保持低于0.5％。超过该值，热加工性显著降低。

铌以0.04％至0.15％存在于本发明的钢中。添加铌以在呈固溶体时通过强烈延迟扩散转变来增加钢淬透性。铌还可以与硼协同使用，防止硼由于铌碳-氮化物的优先析出而沿晶界析出为硼-碳化物。此外，已知铌呈固溶体和析出物二者均使重结晶和奥氏体晶粒生长动力学减慢。奥氏体晶粒尺寸和淬透性的组合效果帮助精炼最终贝氏体显微组织，从而增加根据本发明制造的部件的强度和韧性。不能将铌添加至比0.15重量％更高的含量以防止可以用作用于延性破坏和用于铁素体转变的核的铌析出物的粗化。

钛以0.01％至0.03％存在。钛防止硼形成氮化物。钛在钢中析出为可以有效地钉扎奥氏体晶界并因此限制高温下的奥氏体晶粒生长的氮化物或碳-氮化物。由于贝氏体板条群尺寸(packet size)与奥氏体晶粒尺寸密切相关，因此钛的添加在改善韧性方面是有效的。在小于0.01％的钛含量的情况下，无法获得这样的效果，对于大于0.03％的含量，效果趋于饱和，然而仅合金成本增加。此外，在凝固期间形成的粗大的钛氮化物的出现对于冲击韧性和疲劳特性是有害的。

钒是任选元素并且以0％至0.08％存在。钒通过形成碳化物或碳-氮化物而在增强钢的强度方面是有效的，并且由于经济原因，上限为0.08％。

硼的范围为0.0015％至0.004％。硼通常以非常小的量添加，因为仅几ppm就可以引起显著的组织变化。在该添加水平下，由于硼原子与铁原子的非常低的比率(通常<0.00005)，硼对整体不具有影响，因此不引起固溶硬化或析出强化。实际上，硼在奥氏体晶界处强烈偏析，其中对于大晶粒尺寸，硼原子可能与铁原子一样多。这种偏析引起铁素体的延迟和珠光体形成，这在冷却期间促进贝氏体或马氏体显微组织，并因此在奥氏体在中等冷却速率下分解之后增加这样的钢的强度。为了允许并表现出这种效果，建议以0.0015％或更大的量添加B。如果不通过Nb和/或Mo的添加很好地保护，则可能在奥氏体晶界处出现温度<950℃的硼-碳化物M₂₃(B,C)₆的析出。粗大的M₂₃(B,C)₆被一些作者视为铁素体前体，因为它们促进铁素体在其足够大时在其不连贯的界面处成核。未结合的硼的效果明显强于被捕获到碳化物中的硼的效果。因此，需要使硼保持未结合以对于中等冷却速率获得贝氏体或马氏体显微组织。当对于碳低至0.2％的钢，硼含量的范围为15ppm至30ppm时，获得最佳的淬透性。较高的硼含量使这样的钢的低温韧性迅速劣化，因此将其上限设定为0.004％。

其他元素例如锡、铈、镁或锆可以按以下重量比例单独或组合添加：锡≦0.1％、铈≦0.1％、镁≦0.010％和锆≦0.010％。直至所示的最大含量水平，这些元素使得可以使晶粒在凝固期间细化。钢的组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。

钢板的显微组织包含：

残余奥氏体和马氏体-奥氏体岛成分，所述残余奥氏体和马氏体-奥氏体岛成分以1％至20％的量累积存在并且是本发明的基本成分。优选地，残余奥氏体和MA成分的量有利地为5％至20％。残余奥氏体赋予延性，马氏体奥氏体岛为本发明的钢提供强度。残余奥氏体和马氏体奥氏体岛在冷却步骤二和三期间由在冷却的步骤二期间保持未转变的先前的奥氏体形成。

对于本发明的钢，以面积分数计，贝氏体构成显微组织的80％或更大，并且具有大于85％的贝氏体是有利的。在本发明中，微成分(micro-constituent)贝氏体具有7％或更大并且优选大于9％的以59.5°的错误取向角(misorientation angle)错误取向的贝氏体晶界。这些错误取向的贝氏体晶粒赋予本发明的钢以冲击韧性。本发明的贝氏体在冷却的冷却步骤二期间，特别是在470℃至Ms之间形成，因为在高于470℃的上贝氏体范围内形成的贝氏体是粗大的贝氏体，由于其粗大的尺寸，其无法具有大于7％的错误取向的贝氏体晶粒，因此为了避免形成粗大的贝氏体，对于T1至T2，特别是T1至470℃之间的冷却，较高的冷却速率是优选的。这示于图1中，其中图1示出了根据本发明的试验I1的显微组织，图2示出了未根据本发明的试验R1的显微组织。与其中根据本发明的贝氏体由数字20表示的图1的贝氏体相比，图2包含以面积比率计小于80％的贝氏体以及包含在图2中由数字10表示的粗大的贝氏体。此外，图3示出了发明钢和参照钢的以59.5°的错误取向角错误取向的贝氏体晶界的存在之间的比较。在图3中由数字1表示的曲线是以9.6％包含以59.5°的错误取向角错误取向的贝氏体晶界的试验I1的曲线，而在图3中由数字2表示的曲线是以4％包含以59.5°的错误取向角错误取向的贝氏体晶界的试验R1的曲线。

本发明的钢包含痕量至最多10％的马氏体。马氏体不旨在成为本发明的一部分而是由于钢的加工而形成为残余显微组织。马氏体的含量必须保持尽可能低并且必须不超过10％。高至10％的成分百分比，马氏体赋予本发明的钢以强度，但当马氏体的存在超过10％时，其降低钢部件的可加工性。

除上述显微组织之外，机械锻造部件的显微组织不含诸如珠光体和渗碳体的显微组织组分。

根据本发明的机械部件可以根据在下文中说明的记明的工艺参数通过任何合适的热锻工艺例如落锻、压锻、镦锻和轧锻来生产。

本文示出了优选的示例性方法，但该实例不限制本公开内容的范围以及实例所基于的方面。此外，本说明书中阐述的任何实例都不旨在是限制性的，而是仅阐述本公开内容的各方面可以实践的许多可能方式中的一些。

优选的方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品铸件。铸件可以以能够被锻造成具有30mm至100mm的截面直径的机械部件的任何形式例如锭或大方坯(bloom)或小方坯(billet)完成。

例如，将具有上述化学组成的钢铸造成大方坯，然后以棒的形式轧制，其将用作半成品。可以完成轧制的几种操作以获得期望的半成品。

在铸造过程之后的半成品可以在轧制之后在高温下直接使用，或者可以首先冷却至室温，然后再加热以进行热锻。将半成品在1150℃至1300℃的温度下再加热。

经受热锻的半成品的温度优选为至少1150℃并且必须低于1300℃，因为半成品的温度低于1150℃，在锻模上施加过大的负荷，此外，在精锻期间，钢的温度可能降低至铁素体转变温度，从而将在组织中包含转变铁素体的状态下锻造钢。因此，半成品的温度优选足够高使得热锻可以在奥氏体温度范围内完成。必须避免在高于1300℃的温度下再加热，因为其在工业上是昂贵的。

优选必须将最终精锻温度保持高于915℃以具有有利于重结晶和锻造的组织。需要使最终锻造在大于915℃的温度下进行，因为低于该温度，钢板在锻造中表现出显著下降。因此以这种方式获得经热锻的部件，然后将该经热锻的钢部件在三步冷却过程中冷却。

在经热锻的部件的三步冷却过程中，将经热锻的部件以不同的冷却速率在不同的温度范围之间冷却。

在冷却的步骤一中，将经热锻的部件以0.2℃/秒至10℃/秒的平均冷却速率从精锻冷却至Bs+50℃至Bs+30℃的温度范围(在本文中，也称为T1)，其中经热锻的部件可以任选地保持0秒至3600秒的时间段，其中在该冷却的步骤一期间，优选使750℃至780℃的温度范围到T1之间的平均冷却速率为0.2℃/秒至2℃/秒。

此后，从温度范围T1开始第二步冷却，其中将经热锻的部件以0.40℃/秒至2.0℃/秒的平均冷却速率从温度范围T1冷却至Ms+60℃至Ms的温度(在本文中，也称为T2)。此外，在冷却的步骤二期间，优选将T1到470℃至450℃的温度范围之间的冷却保持在1.0℃/秒至2.0℃/秒的平均冷却速率以促进奥氏体转变为贝氏体并且降低形成马氏体的可能性。

在第三步中，使经热锻的部件从T2之间的温度范围达到室温，其中将第三步期间的平均冷却速率保持小于0.8℃/秒，优选小于0.5℃/秒，更优选小于0.2℃/秒。选择这些平均冷却速率以在经热锻的部件的截面上进行均匀冷却。

在完成冷却的第三步之后，获得锻造机械部件。

对于冷却的所有步骤，对于本发明的钢，通过使用下式计算Bs和Ms温度：

Bs＝962-288C-84Mn-81Si-6Ni-95Mo-153Nb+108Cr²-269Cr

Ms＝539-423C-30Mn-18Ni-12Cr-11Si-7Mo

其中元素含量以重量百分比表示。

实施例

本文中呈现的以下测试、实施例、图形示例和表本质上是非限制性的，并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征。

表1中汇总了由具有不同组成的钢制成的锻造机械部件，其中分别根据如表2记明的工艺参数来生产锻造机械部件。此后，表3汇总了在试验期间获得的锻造机械部件的显微组织，表4汇总了获得的特性的评估结果。

表1

表2

表2汇总了在1150℃至1300℃下再加热然后在高于915℃下终止热锻之后，在由表1的钢制成的半成品上实施的工艺参数。钢组成I1至I3用于制造根据本发明的锻造机械部件。该表还说明了在表中指明为R1至R3的参照锻造机械部件。表2还示出了Bs和Ms的列表。对于发明钢和参照钢，这些Bs和Ms如下定义：

Bs(℃)＝962-288C-84Mn-81Si-6Ni-95Mo-153Nb+108Cr²-269Cr

Ms(℃)＝539-423C-30Mn-18Ni-12Cr-11Si-7Mo

其中元素含量以重量百分比表示。

表2如下：

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。

T1＝Bs+50℃至Bs+30℃的温度范围

T2＝Ms+60℃至Ms的温度范围

表3

表3例示了在面积分数方面，在用于确定发明钢和参照钢二者的显微组织的不同显微镜例如扫描电子显微镜上根据标准进行的测试的结果。错误取向的晶界的百分比的测量通过EBSD进行，其中贝氏体晶粒的相对频率在错误取向剖面(profile)中测量。

本文中记明了结果：

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。

表4

表4例示了发明钢和参照钢二者的机械特性。为了确定抗拉强度、屈服强度，根据NF EN ISO 6892-1标准进行抗拉测试。根据EN ISO 148-1，在20℃下在U型缺口标准DVM试样上进行测试以测量发明钢和参照钢二者的冲击韧性。

汇总了根据标准进行的各机械测试的结果。

表4

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。

Claims (18)

1.一种用于锻造机械部件的钢，以重量百分比表示，包含以下元素：

0.15%≦C≦0.22%；

1.6%≦Mn≦2.2%；

0.6%≦Si≦1%；

1%≦Cr≦1.5%；

0.01%≦Ni≦1%；

0%≦S≦0.06%；

0%≦P≦0.02%；

0%≦N≦0.013%；

并且能够包含以下任选元素中的一者或更多者

0%≦Al≦0.06%；

0.03%≦Mo≦0.1%；

0%≦Cu≦0.5%；

0.01%≦Nb≦0.15%；

0.01%≦Ti≦0.03%；

0%≦V≦0.08%；

0.0015%≦B≦0.004%；

剩余部分组成由铁和由加工引起的不可避免的杂质构成，所述钢的显微组织具有以面积百分比计包含以下的显微组织：1%至20%的残余奥氏体和马氏体-奥氏体岛的累积存在，剩余显微组织为至少80%的贝氏体，其中具有59.5°的错误取向角的贝氏体的晶界的分数为至少7%；以及0%至10%的马氏体的任选存在。

2.根据权利要求1所述的用于锻造机械部件的钢，其中组成包含0.7%至1%的硅。

3.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中组成包含0.15%至0.2%的碳。

4.根据权利要求1或权利要求2所述的用于锻造机械部件的钢，其中组成包含0%至0.05%的铝。

5.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中组成包含1.6%至1.9%的锰。

6.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中组成包含1.1%至1.5%的铬。

7.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中，所述贝氏体大于或等于85%。

8.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中残余奥氏体和马氏体-奥氏体岛之和为1%至15%。

9.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中所述钢具有1100 MPa或更大的极限抗拉强度和800 MPa或更大的屈服强度。

10.根据权利要求9所述的用于锻造机械部件的钢，其中所述钢具有1150 MPa或更大的极限抗拉强度和850 MPa或更大的屈服强度。

11.根据权利要求1或2所述的用于锻造机械部件的钢，其中所述钢具有等于或大于70J/cm²的冲击韧性。

12.根据权利要求10所述的用于锻造机械部件的钢，其中所述钢具有等于或大于90 J/cm²的冲击韧性。

13.一种生产钢的锻造机械部件的方法，包括以下顺序步骤：

- 以半成品的形式提供根据权利要求1至6中任一项所述的钢组成；

- 将所述半成品再加热至1150℃至1300℃的温度；

- 在奥氏体范围内对所述半成品进行热锻，其中热锻终止温度应高于915℃以获得经热锻的部件；

- 将经热锻的部件在三步冷却中冷却，其中在步骤一中，将所述经热锻的部件以0.2℃/秒至10℃/秒的冷却速率从热锻终止温度冷却至T1之间的温度范围，其中所述经热锻的部件保持0秒至3600秒的时间

- 此后，在步骤二中，将所述经热锻的部件以0.40℃/秒至2℃/秒的平均冷却速率从T1之间的温度范围冷却至T2之间的温度范围

- 然后，在步骤三中，将所述经热锻的部件以小于0.8℃/秒的平均冷却速率从T2之间的温度范围冷却至室温以获得锻造机械部件，

其中，T1为Bs+50℃至Bs+30℃的温度范围，T2为Ms+60℃至Ms的温度范围。

14.根据权利要求13所述的方法，其中在冷却的步骤一中，将所述经热锻的部件以0.2℃/秒至2℃/秒的平均冷却速率从780℃至750℃的温度范围冷却至T1之间的温度范围，其中所述经热锻的部件保持0秒至3600秒的时间。

15.根据权利要求13或14所述的方法，其中在冷却的步骤二中，将所述经热锻的部件以1.0℃/秒至2.0℃/秒的平均冷却速率从T1之间的温度范围冷却至470℃至450℃的温度范围。

16.根据权利要求13或14所述的方法，其中在步骤三中，将所述经热锻的部件以小于0.5℃/秒的冷却速率从T2之间的温度范围冷却至室温。

17.根据权利要求1至12中任一项所述的钢或者根据权利要求13至16中任意一项所述的方法生产的锻造机械部件用于制造车辆或发动机的结构或安全部件的用途。

18.一种车辆，包括根据权利要求17获得的部件。

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