DE112019005199T5 - WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR - Google Patents

WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR Download PDF

Info

Publication number
DE112019005199T5
DE112019005199T5 DE112019005199.7T DE112019005199T DE112019005199T5 DE 112019005199 T5 DE112019005199 T5 DE 112019005199T5 DE 112019005199 T DE112019005199 T DE 112019005199T DE 112019005199 T5 DE112019005199 T5 DE 112019005199T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
mpa
hot
axle housing
steel
quality
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.)
Pending
Application number
DE112019005199.7T
Other languages
English (en)
Inventor
Gang Liu
Huawei ZHANG
Wei Wang
Min Lu
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.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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 Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Publication of DE112019005199T5 publication Critical patent/DE112019005199T5/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
    • B21D53/90—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards axle-housings
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

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

Abstract

Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa, bestehend aus den folgenden chemischen Elementen in Massenprozent: C: 0,15-0,21%; Si: 0,30-0,80%; Mn: 1,75-2,10%; Nb: 0,015-0,040%; Ti: 0,020-0,060%; B: 0,0015-0,0030%; A1: 0,005-0,015%; Ca: 0,0004-0,001%; N: 0,001-0,004% und der Rest sind Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Darüber hinaus wird auch ein Herstellungsverfahren zur Herstellung des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa bereitgestellt, das die folgenden Schritte umfasst: (1) Schmelzen und Gießen; (2) Erwärmen; (3) Walzen: Steuern der Reduktionsrate im letzten Walzstich auf mehr als 15 % und der Walzendtemperatur auf 820-900°C; und (4) Kühlen: Durchführen einer zweistufigen Kühlung nach dem Walzen.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Offenbarung betrifft einen vergüteten Stahl und ein Herstellungsverfahren dafür, insbesondere warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa und ein Herstellungsverfahren dafür.
  • HINTERGRUND
  • Als ein wichtiges tragendes Teil eines Automobils stellt das Achsgehäuse hohe Anforderungen an die Sicherheit und muss strenge Anforderungen an die Ermüdungsleistung der Komponenten erfüllen. Das heißt, der Achsgehäusestahl muss stabile Leistungen, Kälteschlagzähigkeit, gute Schweißbarkeit und eine strikte Steuerung von Seigerungen und Einschlüssen aufweisen.
  • Gegenwärtig ist warmgepresster Achsgehäusestahl in China hauptsächlich 16Mn, Q345C, Q420C, Q460C und anderer gängiger C-Mn-Baustahl. Die Festigkeit dieser C-Mn-Stähle ist nach dem Warmpressen weiter vermindert, zum Beispiel ist die Streckgrenze von Q460C nach dem Warmpressen auf etwa 400 MPa vermindert.
  • Ein chinesisches Patentdokument mit der Veröffentlichungsnummer CN 104213019 A , einem Veröffentlichungsdatum vom 17. Dezember 2014 und dem Titel „600 MPa-grade automobile axle housing steel and production method thereof“ offenbart Achsgehäusestahl der Güte 600 MPa für Automobile und ein Herstellungsverfahren dafür. In den technischen Lösungen, die in dem Patentdokument offenbart werden, wird der warmgewalzte Bandstahl der Güte 600 MPa für ein Automobil-Achsgehäuse schließlich durch die Steuerung des Gehalts an V- und N-Elementen und die gleichzeitige Steuerung des Walzens und Kühlens erhalten.
  • Ein chinesisches Patentdokument mit der Veröffentlichungsnummer CN 103422020 A , einem Veröffentlichungsdatum vom 4. Dezember 2013 und dem Titel „steel plate for punching-welded axle housing and manufacturing method thereof“ offenbart ein Stahlblech für ein stanzgeschweißtes Achsgehäuse und ein Herstellungsverfahren dafür. In den technischen Lösungen, die in dem Patentdokument offengelegt werden, wird die Festigkeit des Stahlblechs nach dem Warmpressen durch Hinzufügen von Elementen wie Nb und V verbessert und die Tieftemperaturzähigkeit und die Ermüdungsleistung des Stahlblechs nach dem Warmpressen werden durch eine umfassende Steuerung von Elementen wie Ti und Al verbessert, um schließlich ein Stahlblech mit einer Festigkeit der Güte von 600 MPa zu erhalten.
  • In Anbetracht der vorstehenden Ausführungen ist es wünschenswert, einen hochfesten Achsgehäusestahl zu erhalten, der eine Festigkeit der Güte von 800 MPa und gute Plastizitäts- und Ermüdungseigenschaften aufweist und daher besser für die Herstellung von Automobil-Achsgehäusen geeignet ist.
  • KURZDARSTELLUNG
  • Eine der Aufgaben der vorliegenden Offenbarung ist die Bereitstellung von warmgepresstem Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa, der die Festigkeit von 800 MPa erreichen kann. Der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa weist gute Plastizitäts- und Ermüdungseigenschaften auf und ist daher für die Herstellung von Achsgehäusen geeignet.
  • Um die vorstehend genannte Aufgabe zu lösen, stellt die vorliegende Offenbarung warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa bereit, der aus den folgenden chemischen Elementen in Massenprozent besteht:
    • C: 0,15-0,21%, Si: 0,30-0,80%, Mn: 1,75-2,10%, Nb: 0,015-0,040%, Ti: 0,020-0,060%, B: 0,0015-0,0030%, Al: 0,005-0,015%, Ca: 0,0004-0,001%, N: 0,001-0,004% und der Rest sind Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Das Gestaltungsprinzip für jedes chemische Element im warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung ist wie folgt:
    • Kohlenstoff (C): In dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung weist Kohlenstoff eine mischkristallverfestigende Wirkung auf. Die Zugabe von C kann die Festigkeit des niederen Bainits verbessern. Darüber hinaus reagiert C mit Fe während des Warmpressens und des Luftkühlungsverfahrens des Achsgehäuses, um dispergiertes Fe3C zu bilden, was die Festigkeit des Stahlblechs nach dem Warmpressen verbessert. Wenn der Massenanteil von C jedoch zu hoch ist, ist dies für die Schweißbarkeit des Stahlblechs nicht förderlich. Daher wird der Massenprozentsatz von C im warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung auf 0,15-0,21 % eingestellt.
  • Silizium (Si): In dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung hemmt Si die Ausscheidung von Zementit bei hohen Temperaturen und begünstigt daher die Bildung von niederem Bainit. Gleichzeitig ermöglicht Si die Bildung von feinen Zementitteilchen im Stahlblech und verbessert somit die Festigkeit des niederen Bainits. Ein zu hoher Si-Gehalt ist jedoch für die Schweißbarkeit des Stahlblechs nicht förderlich. Daher wird in den technischen Lösungen der vorliegenden Offenbarung der Massenprozentsatz an Si auf 0,30-0,80 % eingestellt.
  • Mangan (Mn): In den technischen Lösungen der vorliegenden Offenbarung fördert die Zugabe einer bestimmten Menge des Elements Mn die Bildung von niederem Bainit. Darüber hinaus übt Mn eine gewisse mischkristallverfestigende Wirkung auf die niedere Bainitstruktur aus. Darüber hinaus ist die Zugabe von Mn-Element vorteilhaft für die Bildung von feinem Ferrit oder Bainit während des Warmpressens des Stahlblechs und verbessert daher die Festigkeit des Stahlblechs nach dem Warmpressen. Ein zu hoher Mn-Gehalt ist jedoch für die Schweißbarkeit des Stahlblechs nicht förderlich. Daher beträgt der Massenprozentsatz an Mn in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung 1,75-2,10 %.
  • Niob (Nb): Bei dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung reagiert die Spurenmenge an Nb im Stahlblech mit C während der gesteuerten Walz- und Kühlverfahren, um feine NbC-Teilchen zu bilden, was der Verfeinerung der Stahlblechstruktur förderlich ist und die Festigkeit, Plastizität und Zähigkeit des Stahlblechs verbessert. Außerdem scheidet sich NbC in der niederen Bainitstruktur aus, was einen starken Ausscheidungsverfestigungs-Effekt erzeugen kann.
  • Darüber hinaus kann NbC in der Erwärmungsstufe des Warmpressens Austenitkörner verfeinern und die Festigkeit des Achsgehäusestahlblechs nach dem Warmpressen verbessern. Wenn jedoch der Nb-Gehalt zu hoch ist, würden die NbC-Teilchen groß sein, was zu einer Abschwächung der hemmenden Wirkung auf das Austenitkornwachstum führt. Daher wird der Massenprozentsatz an Nb in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung auf 0,015-0,040% eingestellt.
  • Titan (Ti): In den technischen Lösungen der vorliegenden Offenbarung reagiert das Ti-Element mit C, um TiC-Teilchen mit einem Durchmesser von einigen Nanometern bis zu einigen zehn Nanometern während der Phasenumwandlung von Austenit zu Ferrit nach dem Walzen vom Stahlblech zu bilden, um so einen Ausscheidungsfestigkeits-Effekt zu erzeugen, insbesondere im Bereich von 680-730°C können feinere Interphasenausscheidungen erzeugt werden. Darüber hinaus können die feinen TiC-Teilchen in der Erwärmungsstufe des Warmpressens das Wachstum von Austenitkörnern hemmen, wodurch die Struktur nach dem Warmpressen verfeinert und die Festigkeit des Achsgehäusestahlblechs nach dem Warmpressen verbessert wird. Wenn der Ti-Gehalt jedoch zu hoch ist, ist es wahrscheinlich, dass Ti mit N reagiert und große kubische TiN-Teilchen von Mikrometergröße bildet, was die Zähigkeit und die Ermüdungseigenschaften des Stahlblechs verschlechtert. Daher wird der Massenprozentsatz an Ti im warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung auf 0,020-0,060 % eingestellt.
  • Bor (B): In dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenlegung kann eine Spurenmenge von B die Bildung von Bainit fördern. Wenn der Gehalt an B-Element jedoch zu hoch ist, kann es das Problem der „Borsprödigkeit“ verursachen und die Kerbschlagzähigkeit des Stahlblechs verschlechtern. Darüber hinaus fördert eine Spurenmenge des B-Elements in der Warmpressstufe des Achsgehäuses die Bildung von feinem Bainit und verbessert die Festigkeit des Stahlblechs. Daher wird der Massenprozentsatz an B in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung so eingestellt, dass er 0,0015-0,0030% beträgt.
  • Aluminium (Al): Im warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung wird Al als wichtiges Desoxidationsmittel normalerweise in einer Menge von 0,02 % oder mehr zugesetzt. In Anbetracht der strengen Anforderungen an die Ermüdungsleistung des Achsgehäusestahls ist es jedoch notwendig, die kettenartigen Al-Oxid-Einschlüsse zu steuern. Daher sollte der Al-Gehalt in einem niedrigen Bereich gesteuert werden. Dementsprechend wird der Massenprozentsatz an Al in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung auf 0,005-0,015 % eingestellt.
  • Kalzium (Ca): In dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung wirkt die Spurenmenge des Ca-Elements als Reinigungsmittel während des Schmelzverfahrens des Stahls und verbessert die Zähigkeit und Ermüdungsleistung des Stahls. Außerdem kann die Ca-Behandlung die Form der MnS-Einschlüsse verbessern und die Bildung von länglichen MnS-Einschlüssen verhindern. Wenn jedoch der Ca-Gehalt 0,001 % übersteigt, ist es wahrscheinlich, dass sich Ca-Verbindungen mit einer großen Größe bilden, was die Zähigkeit und die Ermüdungseigenschaften des Stahls verschlechtert. Daher wird der Massenprozentsatz an Ca in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung so eingestellt, dass er 0,0004-0,001 % beträgt.
  • Stickstoff (N): Für den warmgepressten Achsgehäusestahl in Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung muss das N-Element innerhalb eines engen Bereichs gesteuert werden. Eine Spur des N-Elements kann mit Ti reagieren, um TiN-Teilchen zu bilden, die das Wachstum von Austenitkörnern während des Schweißens und des Warmpressens effektiv hemmen, die Struktur der wärmebeeinflussten Zone beim Schweißen und die Struktur nach dem Warmpressen verfeinern und die Festigkeit, die Tieftemperaturzähigkeit und die Ermüdungseigenschaften der wärmebeeinflussten Zone und des warmgepressten Stahlblechs verbessern. Wenn der N-Gehalt jedoch zu hoch ist, sind die gebildeten TiN-Teilchen zu groß, was die Tieftemperaturzähigkeit und die Ermüdungseigenschaften des Stahlblechs verschlechtert. Daher wird der Massenprozentsatz an N in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung auf 0,001-0,004 % gesteuert.
  • Es ist zu beachten, dass in den technischen Lösungen der vorliegenden Offenlegung unvermeidbare Verunreinigungselemente P, S und O enthalten sind, die unvermeidbare schädliche Verunreinigungselemente in Stahlmaterialien sind und der Leistungsfähigkeit von Stahl nicht förderlich sind. Zum Beispiel kann P als Verunreinigungselement das Problem der „Kaltversprödung“ verursachen; S reagiert wahrscheinlich mit Mn, um MnS-Einschlüsse zu erzeugen, was nicht förderlich für die Ermüdungsleistung des Stahls ist; und O reagiert wahrscheinlich mit Al, um kettenartige Al3O-Einschlüsse zu erzeugen, was nicht förderlich für die Ermüdungsleistung des Stahls ist. Daher ist es wünschenswert, dass der Gehalt an P, S und O im Stahl möglichst niedrig ist. In Anbetracht der Kosten für die Stahlschmelze sollte der Massenprozentsatz der vorstehend genannten unvermeidbaren Verunreinigungselemente jedoch innerhalb eines bestimmten angemessenen Bereichs gesteuert werden. Wenn die unvermeidbaren Verunreinigungselemente innerhalb des geeigneten Bereichs liegen, kann die schädliche Wirkung der unvermeidbaren Verunreinigungselemente auf das niedrigste Niveau vermindert werden, das die Leistung des Stahls nicht wesentlich beeinträchtigt.
  • Ferner erfüllen die unvermeidbaren Verunreinigungen in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung mindestens eine der folgenden: P≤0,015%, S≤0,0020% und O≤0,003%.
  • Des Weiteren erfüllen die Elemente Ti und N in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung: Ti/N≥5, was daran liegt, dass durch die Steuerung von Ti/N auf 5 oder mehr genügend Ti-Element verbleiben kann, um mit C zu reagieren, um eine TiC-Ausscheidungshärtung zu bilden.
  • Ferner ist die Mikrostruktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung Ferrit und niederer Bainit, und die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel beträgt 500 nm oder weniger, wobei das Phasenverhältnis des Ferrits 5-10 % beträgt.
  • Des Weiteren beträgt bei dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel 400 nm oder weniger.
  • Des Weiteren wird in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung eine TiC-Interphasenausscheidung in Nanogröße im Ferrit gebildet, und 70 % oder mehr der TiC-Interphasenausscheidung im Ferrit weisen einen Teilchendurchmesser von 30 nm oder weniger auf. Für die vorliegende Offenbarung gilt: Je feiner die Teilchen der Ausscheidung sind, desto besser ist der Ausscheidungsfestigkeits-Effekt.
  • Ferner weist der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung eine Streckgrenze von 800 MPa oder mehr, eine Zugfestigkeit von 900 MPa oder mehr, eine Dehnung A50 von 22 % oder mehr und eine Kerbschlagarbeit von 60 J oder mehr bei -20°C auf.
  • Ferner weist in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung jeder nichtmetallische Einschluss eine Bewertung von 1,0 oder weniger auf, die Gesamtbewertung aller nichtmetallischen Einschlüsse wird so gesteuert, dass sie 3,0 oder weniger beträgt und der Achsgehäusestahl weist keine länglichen Einschlüsse auf.
  • In den vorstehenden Ausführungsformen wird unter Berücksichtigung der Anforderungen an die Ermüdungsleistung des Achsgehäusestahls die Bewertung der nichtmetallischen Einschlüsse so gesteuert, dass sie nicht mehr als 1,0 beträgt, die Gesamtbewertung aller nichtmetallischen Einschlüsse wird so gesteuert, dass sie 3,0 oder weniger beträgt, und in der Zwischenzeit wird die Bildung von länglichen Einschlüssen verhindert, um die Leistung des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung zu verbessern.
  • Folglich besteht eine weitere Aufgabe der vorliegenden Offenbarung darin, ein Herstellungsverfahren für den vorstehend beschriebenen warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa bereitzustellen. Der durch das Herstellungsverfahren erhaltene warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa kann das Festigkeitsniveau von 800 MPa erreichen und weist gute Plastizitäts- und Ermüdungseigenschaften auf und ist daher für die Herstellung von Automobil-Achsgehäusen geeignet.
  • Um die vorstehende Aufgabe zu erfüllen, stellt die vorliegende Offenbarung ein Herstellungsverfahren für den warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa wie vorstehend beschrieben bereit, das die folgenden Schritte umfasst:
    1. (1) Schmelzen und Gießen;
    2. (2) Erwärmung;
    3. (3) Walzen: Steuerung der Reduktionsrate im letzten Walzstich auf mehr als 15 % und der Walzendtemperatur auf 820-900°C; und
    4. (4) Kühlen: Durchführen einer zweistufigen Kühlung nach dem Walzen: zuerst Kühlen eines Stahlblechs auf 680-730°C mit einer Rate von 80-200°C/s, natürliches Kühlen an der Luft für 5-7 s, dann Kühlen des Stahlblechs auf 360-450°C mit einer Rate von 30-70°C/s, und dann Wickeln oder natürliches Kühlen an der Luft des Stahlblechs auf Raumtemperatur.
  • Durch das Herstellungsverfahren für den warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung kann durch eine segmentierte Kühlungssteuerung in Kombination mit dem Wickeln im mittleren Temperaturbereich von 360-450°C eine geringe Menge an Ferrit und niederer Bainitstruktur erhalten werden. Die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel beträgt 500 nm oder weniger. So weist das schließlich erhaltene Stahlblech eine Streckgrenze von 800 MPa oder mehr, eine Zugfestigkeit von 900 MPa oder mehr, eine Dehnung A50 von 22 % oder mehr und eine Kerbschlagarbeit von 60 J oder mehr bei -20°C auf.
  • Bei dem Herstellungsverfahren wird im Schritt (3) die Reduktionsrate im letzten Walzstich auf mehr als 15 % und die endgültige Walztemperatur auf 820-900°C gesteuert, damit der Austenit vor der Phasenumwandlung von Austenit zu Bainit genügend Verformung ansammeln kann, wodurch die Bildung einer feinen Bainitstruktur gefördert wird. Wenn die Walztemperatur zu niedrig ist, kann es zu einer Hochtemperatur-Phasenumwandlung von Ferrit kommen, was die Festigkeit des Stahls verringert. Wenn die Walztemperatur zu hoch ist, wird sich die im Austenit angesammelte Verformung zurückbilden, was der Verfeinerung der Struktur nach der Phasenumwandlung nicht förderlich ist.
  • Darüber hinaus wird das Stahlblech in Schritt (4) zunächst mit einer Rate von 80-200°C/s auf 680-730°C abgekühlt, um das Stahlblech schnell auf den Temperaturbereich der Ferritbildung zu kühlen; und dann wird das Stahlblech natürlich 5-7 s lang luftgekühlt, um Ferrit mit einem Phasenverhältnis von 5-10 % zu bilden. Bei der hohen Temperatur von 680-730°C kommt es während der Phasenverformung von Austenit zu Ferrit zur Interphasenausscheidung von feinen TiC-Teilchen. Dann wird das Stahlblech schnell auf eine niedrigere Temperatur von 360-450°C mit einer Rate von 30-70°C/s gekühlt und dann auf Raumtemperatur gewickelt oder natürlich an der Luft abgekühlt. In den vorstehend genannten Schritten wird durch die schnelle Kühlung die kontinuierliche Phasenumwandlung des Ferrits verhindert und durch das Wickeln oder die natürliche Luftkühlung wird, nachdem das Stahlblech auf 360-450°C abgekühlt ist, eine feine niedere Bainitstruktur gebildet. Darüber hinaus kann die Wärmekonservierung bei einer niedrigeren Temperatur das kontinuierliche Wachstum von Ausscheidungsteilchen verhindern.
  • Ferner wird bei dem Herstellungsverfahren für den warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung in dem Schritt (2) ein Gussrohling in einem Ofen auf eine vorbestimmte Temperatur innerhalb eines Bereichs von 1180-1270°C erhitzt und der Gussrohling bei der vorbestimmten Temperatur für mehr als 1,5 h gehalten, nachdem der Kern des Gussrohlings die vorbestimmte Temperatur erreicht hat.
  • In den vorstehenden Ausführungsformen wird der Gussrohling in einem Ofen auf eine vorbestimmte Temperatur in einem Bereich von 1180-1270°C erhitzt und für mehr als 1,5 h gehalten, nachdem der Kern des Gussrohlings die vorbestimmte Temperatur erreicht hat, um die vollständige feste Lösung der Legierungselemente sicherzustellen. Der Ofen zum Erwärmen des Gussrohlings weist drei Stufen auf: Vorwärmen, Erwärmen und Durchwärmen. Ob der Kern des Gussrohlings die vorgegebene Temperatur erreicht hat, wird nach einem Berechnungsmodell ermittelt, das der Lieferant des Heizofens zur Verfügung stellt. Das Berechnungsmodell kann die Zeit berechnen, die der Gussrohling in den drei Stufen Vorwärmen, Erwärmung und Durchwärmen benötigt, um die Solltemperatur zu erreichen. Das Berechnungsmodell wird durch ein Thermoelement in der frühen Stufe der Entwicklung verifiziert. Wenn die Erwärmungstemperatur 1270°C übersteigt, wachsen die Austenitkörner übermäßig, was zu einer Schwächung der intergranularen Bindungskraft führt, was eine leichte Rissbildung beim Walzen zur Folge hat. Wenn die Erwärmungstemperatur 1270°C übersteigt, ist es außerdem wahrscheinlich, dass die Oberfläche des Stahlrohlings entkohlt wird, was negative Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften des fertigen Stahls hat.
  • Die Vorteile und vorteilhaften Wirkungen des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa und dessen Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Offenbarung sind wie folgt.
  • Der warmgepresste Achsgehäusestahl in Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung weist eine hervorragende Leistung in Bezug auf Festigkeit, Schlagfestigkeit, Ermüdung, Schweißen und andere Aspekte auf. Durch vernünftiges und optimiertes Legierungsdesign werden die Einschlüsse, die die Ermüdung beeinflussen, gesteuert. Durch z.B. gesteuertes Walzen, segmentierte Kühlung und Wickeln im mittleren Temperaturbereich oder natürliche Luftkühlung auf Raumtemperatur wird die gewünschte Struktur aus Ferrit und niederem Bainit erhalten und im Ferrit werden Ausscheidungsteilchen in Nanogröße gebildet. Folglich weist der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung nicht nur eine Streckgrenze der Güte 800 MPa, sondern auch eine hohe Plastizität (d.h. eine Dehnung A50≥22%) und gute Tieftemperatur-Schlag- und Schweißeigenschaften auf.
  • Da zudem die Komponenten und Einschlüsse, die die Ermüdungsleistung des Stahlblechs beeinträchtigen können, im warmgepressten Achsgehäuse-Stahl der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung besonders gesteuert werden, wird die Ermüdungsleistung des Stahlblechs verbessert. Während des Warmpressverfahrens des Achsgehäuses wird das Wachstum von Austenit gehemmt und die Endstruktur verfeinert, so dass ein Stahlblech mit hoher Festigkeit nach dem Warmpressen erhalten werden kann.
  • Darüber hinaus wird bei den technischen Lösungen der vorliegenden Offenbarung durch die Steuerung des Gehalts an Ti, B und anderen Elementen in Kombination mit gesteuertem Walzen und gesteuerter Kühlung eine geringe Menge an Ferrit und eine niedere Bainitstruktur erhalten, um die Plastizität und die Ermüdungsleistung des Stahlblechs zu verbessern. Somit ist der Achsgehäusestahl gemäß der vorliegenden Offenbarung sehr gut für die Herstellung von Fahrzeug-Achsgehäusen geeignet.
  • Figurenliste
    • 1 zeigt die metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 2.
    • 2 zeigt die metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 3.
    • 3 zeigt die gescannte metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 2.
    • 4 zeigt die gescannte metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 3.
    • 5 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung typischer Einschlüsse in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 1.
    • 6 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung typischer Einschlüsse in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 2.
    • 7 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung typischer Einschlüsse in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 3.
    • 8 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung typischer Einschlüsse in warmgepresstem Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 4.
  • BESCHREIBUNG IM EINZELNEN
  • Der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa und sein Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Offenbarung werden nachstehend unter Bezugnahme auf die Zeichnungen und speziellen Beispiele näher erläutert und dargestellt. Die Erklärungen und Erläuterungen schränken jedoch die technischen Lösungen der vorliegenden Offenbarung nicht unangemessen ein.
  • Beispiele 1-6
  • Tabelle 1 listet den Massenanteil jedes chemischen Elements im warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 auf. Tabelle 1. (Gew.-%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen außer P, S und O sind)
    Bsp. C Si Mn Nb Ti B Al Ca N P S O Ti/N
    1 0,19 0,72 1,82 0,016 0,031 0,0017 0,009 0,0007 0,0032 0,012 0,0017 0,0024 9,69
    2 0,16 0,30 1,96 0,018 0,057 0,0021 0,014 0,0006 0,0032 0,009 0,0014 0,0022 17,81
    3 0,21 0,78 1,77 0,032 0,039 0,0016 0,005 0,0006 0,0038 0,013 0,0016 0,0027 10,26
    4 0,15 0,43 2,06 0,037 0,022 0,0028 0,008 0,0009 0,0026 0,008 0,0011 0,0029 8,46
    5 0,18 0,76 1,89 0,022 0,052 0,0016 0,009 0,0008 0,0031 0,011 0,0015 0,0023 16,7
    6 0,17 0,32 2,05 0,039 0,041 0,0021 0,007 0,0006 0,0025 0,009 0,0013 0,0025 16,4
  • Die warmgepressten Achsgehäusestähle der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 wurden durch die folgenden Schritte hergestellt (siehe Tabelle 2 für spezielle Verfahrensparameter):
    1. (1) Schmelzen und Gießen: Durchführung des Schmelzens gemäß den Massenprozentsätzen der chemischen Elemente, die in Tabelle 1 aufgeführt sind, durch einen Vakuumkreis und anschließendes Gießen des geschmolzenen Stahls in einen Gussrohling;
    2. (2) Erwärmung: Erwärmung des Gussrohlings in einem Ofen auf eine vorbestimmte Temperatur innerhalb eines Bereichs von 1180-1270°C und Halten des Gussrohlings bei der vorbestimmten Temperatur für mehr als 1,5 h, nachdem der Kern des Gussrohlings die vorbestimmte Temperatur erreicht hat;
    3. (3) Walzen: Steuerung der Reduktionsrate im letzten Walzstich auf mehr als 15 % und der Walzendtemperatur auf 820-900°C; und
    4. (4) Kühlen: Durchführen einer zweistufigen Kühlung nach dem Walzen: zuerst Kühlen eines Stahlblechs auf 680-730°C mit einer Rate von 80-200°C/s, natürliches Kühlen des Stahlblechs an der Luft für 5-7 s, dann Kühlen des Stahlblechs auf 360-450°C mit einer Rate von 30-70°C/s, und dann Wickeln oder natürliches Kühlen des Stahlblechs an der Luft auf Raumtemperatur.
  • In Tabelle 2 sind die speziellen Verfahrensparameter des Herstellungsverfahrens für die warmumgeprägten Achsgehäusestähle der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 aufgeführt. Tabelle 2.
    Bsp. Schritt (2) Schritt (3) Schritt (4)
    Vorgegebene Temperatur (°C) Haltezeit (min) Walzendtemperatur (°C) Walzreduktionsrate (%) Kühlgeschwindigkeit in der ersten Stufe (°C/s) Kühltemperatur in der ersten Stufe (°C) Zwischenluftkühlzeit (s) Kühlgeschwindigkeit in der zweiten Stufe (°C/s) Endkühltemperatur in der zweiten Stufe (°C)
    1 1190 112 849 17 95 691 5,3 52 421
    2 1230 151 831 16 91 702 5,9 45 369
    3 1270 200 828 19 86 712 6,1 63 437
    4 1250 126 878 19 120 721 6,8 61 441
    5 1180 156 845 20 137 716 5,1 51 371
    6 1260 198 861 18 102 705 5,9 49 423
    Die Leistungen des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 wurden getestet und die Testergebnisse sind in Tabelle 3 aufgeführt. Der Zugversuch (Streckgrenze, Zugfestigkeit und Dehnung) wurde gemäß der Norm GB/T 228.1-2010 „Metallic materials-Tensile testing at room temperature“ durchgeführt. Der Kerbschlagbiegeversuch wurde nach der Norm GB/T 229-2007 „Metallic materials-charpy pendulum impact test method“ durchgeführt. Tabelle 3
    Bsp. Streckgrenze (MPa) Zugfestigkeit (MPa) Dehnung A50 (%) Kerbschlagarbeit bei -20°C (10×10×55 mm)
    1 865 991 24,2 121 J 128 J 125 J
    2 897 1021 23,3 89 J 81 J 82 J
    3 856 981 26,3 105 J 102 J 97 J
    4 834 976 25,9 94 J 89 J 99 J
    5 859 969 26,1 103 J 101 J 109 J
    6 870 1007 24,1 98 J 106 J 101 J
    Hinweis: Die drei Spalten der Testergebnisse der Kerbschlagarbeit bei -20°C in Tabelle 3 stellen die Testergebnisse von drei parallelen Proben dar.
  • Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte von 800 MPa der Beispiele 1-6 eine Streckgrenze von 800 MPa oder mehr, eine Zugfestigkeit von 900 MPa oder mehr, eine Dehnung A50 von 22 % oder mehr und eine Kerbschlagarbeit von 60 J oder mehr bei -20°C aufweist. Somit erreicht der warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa jedes Beispiels das Festigkeitsniveau von 800 MPa und weist eine gute Plastizität und Ermüdungsleistung auf und ist daher für die Herstellung von Automobil-Achsgehäusen geeignet.
  • 1 und 2 sind mit einem optischen metallografischen Mikroskop LEICACTR6500 mit einer 200-fachen Vergrößerung aufgenommen. 3 und 4 sind mit einem Rasterelektronenmikroskop JCM7000 mit einer 20000- bzw. 10000-fachen Vergrößerung aufgenommen. 5 bis 8 sind mit einem optischen metallografischen Mikroskop LEICACTR6500 mit einer 50-fachen Vergrößerung gemäß der chinesischen Norm „Steel - Determination ofcontent of nonmetallic inclusions - Micrographic method using standards diagrams“ (GB/T 10561-2005) fotografiert.
  • 1 zeigt die metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 2. 2 zeigt die metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 3.
  • Wie aus 1 und 2 ersichtlich ist, besteht die Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa der Beispiele 2 und 3 aus Ferrit und niederem Bainit, wobei das Phasenverhältnis des Ferrits 5-10 % beträgt.
  • 3 zeigt die gescannte metallografische Struktur des warmgepressten Achsgehäusestahls in Güte 800 MPa aus Beispiel 2. 4 zeigt das gescannte metallografische Gefüge des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa aus Beispiel 3.
  • Wie aus 3 und 4 ersichtlich ist, beträgt die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel in 4 400 nm oder weniger. Eine TiC-Interphasenausscheidung in Nanogröße wird im Ferrit des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa von Beispiel 2 gebildet, wobei 70 % oder mehr der TiC-Interphasenausscheidung im Ferrit einen Teilchendurchmesser von 30 nm oder weniger aufweisen. Niederer Bainit scheidet sich in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa von Beispiel 3 aus und die Breite der niederen Bainit-Nadel beträgt 300 nm oder weniger.
  • Da die Einschlüsse einen gewissen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahlblechs ausüben, werden außerdem die Einschlüsse in den Beispielen 1-4 getestet und die Ergebnisse sind in 5 bis 8 und Tabelle 4 dargestellt. 5 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung der Einschlüsse in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 1. 6 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung von Einschlüssen in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 2. 7 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung von Einschlüssen in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 3. 8 zeigt schematisch die Größe, Morphologie und Verteilung von Einschlüssen in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa aus Beispiel 4.
  • In Tabelle 4 sind die Bewertungsergebnisse der nichtmetallischen Einschlüsse in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 aufgeführt. Die Definition und das Bewertungsverfahren der verschiedenen Einschlüsse entsprechen der chinesischen Norm „Steel - Determination of content of nonmetallic inclusions - Micrographic method using standards diagrams“ (GB/T 10561-2005). Tabelle 4.
    Bsp. Bestimmung von nichtmetallischen Einschlüssen
    A-Typ B-Typ C-Typ D-Typ DS-Typ
    dick dünn dick dünn dick dünn dick dünn
    1 - 0,5 - 0,5 - - - 1,0 -
    2 - - - 0,5 - - - 0,5 -
    3 - 0,5 - 0,5 - - - 0,5 -
    4 - - - 0,5 - - - 1,0 -
    5 - - - - - 0,5 - 0,5 -
    6 - 0,5 - 0,5 - 0,5 - 0,5 -
  • Wie aus den 5 bis 8 und Tabelle 4 ersichtlich ist, weist jeder nichtmetallische Einschluss in dem warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa der Beispiele 1-6 eine Bewertung von 1,0 oder weniger auf, die Gesamtbewertung aller nichtmetallischen Einschlüsse wird so gesteuert, dass sie 3,0 oder weniger beträgt und der Achsgehäusestahl weist keine länglichen Einschlüsse auf.
  • Zusammenfassend lässt sich feststellen, dass durch eine sinnvolle Optimierung des Legierungselementdesigns die Steuerung des Verhältnisses zwischen den Legierungselementen und der Höhe der Einschlüsse und die Zusammenarbeit mit dem Verfahren des gesteuerten Walzens und der gesteuerten Kühlung des warmgepressten Achsgehäusestahls der Güte 800 MPa gemäß der vorliegenden Offenbarung eine gewünschte Mikrostruktur erreicht, d.h. eine geringe Menge an Ferrit und niederer Bainit und eine große Anzahl von TiC-Teilchen in Nanogröße im Ferrit. Folglich erreicht der fertige warmgepresste Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa eine Streckgrenze von 800 MPa oder mehr und weist eine gute Plastizität, Tieftemperaturzähigkeit und Ermüdungseigenschaften auf und ist für hochfeste und gewichtsreduzierte warmgepresste Achsgehäuse geeignet.
  • Es ist zu beachten, dass der zum Schutzumfang der vorliegenden Offenbarung gehörende Stand der Technik nicht auf die in der Anmeldung angegebenen Ausführungsformen beschränkt ist. Der gesamte Stand der Technik, der nicht im Widerspruch zu den Lösungen der vorliegenden Offenbarung steht, einschließlich, aber nicht beschränkt auf frühere Patentdokumente, frühere öffentliche Publikationen, frühere öffentliche Verwendung usw., kann in den Schutzbereich der vorliegenden Offenbarung einbezogen werden.
  • Darüber hinaus sind die Kombinationsarten der technischen Merkmale in der vorliegenden Anwendung nicht auf die in den Ansprüchen oder den besonderen Ausführungsformen beschriebenen Kombinationsarten beschränkt. Alle technischen Merkmale, die in der vorliegenden Anmeldung beschrieben sind, können frei kombiniert oder in beliebiger Weise zusammengestellt werden, sofern kein Widerspruch zwischen ihnen besteht.
  • Es sollte auch beachtet werden, dass die vorstehend aufgeführten Beispiele lediglich eine Veranschaulichung von speziellen Ausführungsformen der Erfindung sind. Die vorliegende Erfindung ist naturgemäß nicht auf die vorstehend genannten Beispiele beschränkt, sondern weist viele ähnliche Variationen auf. Alle Variationen, die von Fachleuten aus dieser Offenbarung direkt abgeleitet oder erdacht werden, sollen in den Anwendungsbereich der vorliegenden Erfindung fallen.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • CN 104213019 A [0004]
    • CN 103422020 A [0005]

Claims (10)

  1. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa, bestehend aus den folgenden chemischen Elementen in Massenprozent: C: 0,15-0,21%, Si: 0,30-0,80%, Mn: 1,75-2,10%, Nb: 0,015-0,040%, Ti: 0,020-0,060%, B: 0,0015-0,0030%, Al: 0,005-0,015%, Ca: 0,0004-0,001%, N: 0,001-0,004%, und der Rest sind Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  2. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 1, wobei die unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens eine der Nachstehenden erfüllen: P≤0,015%, S≤0,0020% und O≤0,003%.
  3. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 1, wobei die Elemente Ti und N weiterhin erfüllen: Ti/N≥5.
  4. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 1, wobei die Mikrostruktur des Achsgehäusestahls Ferrit und niederer Bainit ist und die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel 500 nm oder weniger beträgt, wobei das Phasenverhältnis des Ferrits 5-10 % beträgt.
  5. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 4, wobei die durchschnittliche Breite der niederen Bainit-Nadel 400 nm oder weniger beträgt.
  6. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 4, wobei in dem Ferrit eine TiC-Interphasenausscheidung in Nanogröße gebildet wird und 70 % oder mehr der TiC-Interphasenausscheidung in dem Ferrit einen Teilchendurchmesser von 30 nm oder weniger aufweisen.
  7. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 1, wobei der Achsgehäusestahl eine Streckgrenze von 800 MPa oder mehr, eine Zugfestigkeit von 900 MPa oder mehr, eine Dehnung A50 von 22 % oder mehr und eine Kerbschlagarbeit von 60 J oder mehr bei -20°C aufweist.
  8. Warmgepresster Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 1, wobei jeder nichtmetallische Einschluss eine Bewertung von 1,0 oder weniger aufweist, die Gesamtbewertung aller nichtmetallischen Einschlüsse so gesteuert wird, dass sie 3,0 oder weniger beträgt, und der Achsgehäusestahl keine länglichen Einschlüsse aufweist.
  9. Herstellungsverfahren für den warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach einem der Ansprüche 1 bis 8, umfassend die folgenden Schritte: (5) Schmelzen und Gießen; (6) Erwärmung; (7) Walzen: Steuerung der Reduktionsrate im letzten Walzstich auf mehr als 15 % und der Walzendtemperatur auf 820-900°C; und (8) Kühlen: Durchführen einer zweistufigen Kühlung nach dem Walzen: zuerst Kühlen eines Stahlblechs auf 680-730°C mit einer Rate von 80-200°C/s, natürliches Kühlen an der Luft für 5-7 s, dann Kühlen des Stahlblechs auf 360-450°C mit einer Rate von 30-70°C/s und dann Wickeln oder natürliches Kühlen an der Luft des Stahlblechs auf Raumtemperatur.
  10. Herstellungsverfahren für den warmgepressten Achsgehäusestahl der Güte 800 MPa nach Anspruch 9, wobei im Schritt (2) ein Gussrohling in einem Ofen auf eine vorbestimmte Temperatur innerhalb eines Bereichs von 1180-1270°C erhitzt wird und der Gussrohling bei der vorbestimmten Temperatur für mehr als 1,5 h gehalten wird, nachdem der Kern des Gussrohlings die vorbestimmte Temperatur erreicht hat.
DE112019005199.7T 2018-10-19 2019-10-18 WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR Pending DE112019005199T5 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811221253.6 2018-10-19
CN201811221253.6A CN111074148B (zh) 2018-10-19 2018-10-19 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
PCT/CN2019/111982 WO2020078472A1 (zh) 2018-10-19 2019-10-18 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112019005199T5 true DE112019005199T5 (de) 2021-07-01

Family

ID=70284113

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112019005199.7T Pending DE112019005199T5 (de) 2018-10-19 2019-10-18 WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR

Country Status (4)

Country Link
KR (1) KR102495857B1 (de)
CN (1) CN111074148B (de)
DE (1) DE112019005199T5 (de)
WO (1) WO2020078472A1 (de)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113528779B (zh) * 2021-06-22 2023-01-31 首钢集团有限公司 一种控制桥壳钢热成形后强度下降的方法及制得的桥壳钢
CN113416902B (zh) * 2021-06-30 2022-06-14 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种低成本屈服强度460MPa级热成形桥壳钢板及其制备方法
CN114032455B (zh) * 2021-10-18 2022-08-26 武汉钢铁有限公司 一种易焊接800MPa级热连轧桥壳钢及生产方法
CN114645122A (zh) * 2022-02-16 2022-06-21 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土处理的高强高韧桥壳钢板的制备方法
CN114561505A (zh) * 2022-03-22 2022-05-31 承德建龙特殊钢有限公司 一种低温环境车桥管用连铸圆坯及其制备方法
CN115679202A (zh) * 2022-06-27 2023-02-03 宝武集团鄂城钢铁有限公司 无需热处理且具有优良z向性能的超厚钢板及其生产方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5828028B2 (ja) * 1976-12-28 1983-06-13 日本鋼管株式会社 大電流ｍｉｇ溶接方法
JPS6123715A (ja) * 1984-07-10 1986-02-01 Nippon Steel Corp 高張力高靭性鋼板の製造法
CN101191174B (zh) * 2006-11-20 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法
WO2008126944A1 (ja) * 2007-04-11 2008-10-23 Nippon Steel Corporation 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法
JP5487682B2 (ja) * 2009-03-31 2014-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法
JP2012207237A (ja) * 2011-03-29 2012-10-25 Jfe Steel Corp 多層盛溶接部の靭性に優れた降伏強さ５００ＭＰａ級厚鋼板およびその製造方法
IN2014DN11227A (de) * 2012-06-26 2015-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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
CN103147004A (zh) * 2013-03-21 2013-06-12 宝山钢铁股份有限公司 一种热轧低合金高强度钢板及其制造方法
CN104513927B (zh) * 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN104513937A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法
CN106119698B (zh) * 2016-06-21 2018-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法
CN105925887B (zh) * 2016-06-21 2018-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法
CN108018498A (zh) * 2016-10-31 2018-05-11 宝山钢铁股份有限公司 一种1180MPa级热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR102495857B1 (ko) 2023-02-07
KR20210045464A (ko) 2021-04-26
CN111074148B (zh) 2022-03-18
WO2020078472A1 (zh) 2020-04-23
CN111074148A (zh) 2020-04-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE112019005199T5 (de) WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR
DE60034943T2 (de) Stahlstab oder-grobdraht zur Verwendung beim Kaltschmieden und Verfahren zu deren Herstellung
DE60130755T2 (de) Warmgewalzter draht oder stahlblock, die wärmebandelbar und verwendbar im maschinenbau sind und herstellungsverfahren dafür
DE2211229C3 (de) Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen über 750 Grad C eines austenitisehen Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges
DE112005003112B4 (de) Hochfestes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
EP2446064B1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmpressgehärteten bauteils und verwendung eines stahlprodukts für die herstellung eines warmpressgehärteten bauteils
EP1309734B1 (de) Höherfester, kaltumformbarer stahl und stahlband oder -blech, verfahren zur herstellung von stahlband und verwendungen eines solchen stahls
DE112017007697T5 (de) Heißprägeteil und Verfahren zum Herstellen desselben
DE3323255C2 (de)
DE60024672T2 (de) Stab- oder drahtprodukt zur verwendung beim kaltschmieden und herstellungsverfahren dafür
DE4040355C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlblechs aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt
DE60205419T2 (de) Niedrig legierter und hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur Wärmebehandlung und Turbinenrotor
DE60102869T2 (de) Ferritischer rostfreier Stahl
DE112016005223T5 (de) Nicht vergüteter Walzdraht mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit und Herstellungsverfahren davon
DE1508416A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahlteilen
DE60224873T2 (de) Hochfeste feder aus wärmebehandeltem stahldraht
EP2840159B1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
DE3107490A1 (de) "verfahren zur herstellung von ferritischen, rostfreien stahlblechen und entsprechende stahlbleche"
DE69130555T3 (de) Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche
DE112016007444T5 (de) Warmumgeformte Teile mit beschichtungsfreien Presshärtestählen und Verfahren dazu
DE3903774C2 (de) Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs
DE112016004793T5 (de) Verfahren zur herstellung eines karburierungs-schmiedestahlmaterials
DE112019000856T5 (de) Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungsbauelementen
DE102006041902A1 (de) Bauteile aus Ultrahochkohlenstoffhaltigen Stählen mit reduzierter Dichte und hoher Zunderbeständigkeit
DE112017007714T5 (de) Stahlmaterial für ein geschweisstes tailor blank und verfahren zum herstellen eines warmpressteils unter verwendung des gleichen stahls

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication