NO20180840A1

NO20180840A1 - Smistål, fremgangsmåte for fremstilling av dette, samt smidd gjenstand

Info

Publication number: NO20180840A1
Application number: NO20180840A
Authority: NO
Inventors: Tetsushi Deura; Motohiro Nagao; Atsushi Tomioka; Shogo Fukaya
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-06-21
Filing date: 2018-06-14
Publication date: 2009-01-21
Also published as: KR101037251B1; WO2007148475A1; CN101443463B; EP2036992B1; ATE549423T1; NO20085411L; EP2036992A4; PL2036992T3; ES2380823T3; CN101443463A; JP4150054B2; US20090274574A1; JP2008025021A; KR20090026769A; EP2036992A1; US8057737B2

Abstract

Det beskrives tilveiebringelse av smistål med raffinerte inklusjoner for å oppnå smidde deler med utmerkede tretthetskarakteristika, og det beskrives en brukbar metode for fremstilling av slikt smistål. Videre tilveiebringes det videre smidde deler og særlig faste veivakslinger, fremstilt fra slikt smidd stål som nevnt ovenfor med raffinerte inklusjoner i stand til å utøve gode tretthetskarakteristika. Stålet, som beskrevet ovenfor, karakteriseres ved innholdet av oppløst Mg i stålet til rundt 0,04-5 ppm og innholdet av oppløst Al konsentrasjon i stålet til rundt 50-500 ppm.

Description

Teknisk område

Foreliggende oppfinnelse angår smistål og fremstilling derav, samt smidde deler som oppnås ved å benytte det ovenfor angitte smistål, og spesielt smistål med inklusjoner som foreligger i det spesielt raffinerte stål, og fremstillingsmetoder for slik smistål og de smidde deler som kan oppnås ved bruk av slikt smistål som angitt ovenfor. Mens smidde deler som er fremstilt fra smistålet ifølge oppfinnelsen benyttes effektivt og i utstrakt grad i industrielle anvendelser som maskineri, skip og fartøy, elektrisk utstor osv., skal det nedenfor foretas forklaringer når det gjelder sentrering om en anvendelse for veivaksler som benyttes i kraftoverføringselementer i marine drivkilder som et eksempel på en typisk anvendelse.

Kjent teknikk

Store veivaksler som benyttes som kraftoverføringsledd i en marin drivkilde krever overlegne tretthetskarakteristika som så å si ikke vil forårsake tretthetsbrudd, selv under meget alvorlige bruksbetingelser.

Som en metode for å forbedre tretthetsegenskapene for veivaksler beskriver ikkepatentdokument 1 at forbedringer i tretthetsegenskapene ble forsøkt forbedret ved å forbedre fristyring av prosessteknologien. For å være mer konkret indikerer ikkepatentdokument nr. 1 at RR (Roedere Ruget) metoden ble tilpasset for å oppnå en bemerkelsesverdig forbedring i tretthetsstyrken sammenliknet med en veivaksel fremstilt ved frismiing, og også at kaldvalseprosessering ble anvendt for forbedring av tretthetsstyrken.

Ikke-patentdokument nr. 2 undersøker muligheten for å forbedre tretthetsegenskapene for lavlegert stål. For å være mer konkret sier ikke-patentdokument 2 at (1) inklusjoner i ståler er tilbøyelige til å bli et utgangspunkt for tretthetsbrudd og at en slik situasjon sannsynligvis vil bli mer åpenbar når stålet utvikles til å ha høyere styrke; (2) jo større størrelsen for inklusjonen er, desto lavere vil sannsynligvis tretthetsstyrken være; og (3) ethvert stålmateriale inneholdende forlengede inklusjoner har en tendens til lett å vise an isotropi ved tretthetsstyrke.

Imidlertid går rapportene ovenfor ikke så langt at de beskriver konkrete forholdsregler om hvordan man aksl realsire sferonisering i morfologi av inklusjoner, og gjøre disse mindre. Det er verken tydelig hvilke typer og størrelser inklusjoner som skal kontrolleres. Derfor syntes ytterligere studier å være påkrevet for å realisere morfologikontroll av inklusjoner som er nyttige for å forsterke tretthetsegenskapene.

Så langt har forskjellige metoder vært foreslått med henblikk på metoden på morfologikontroll for inklusjonen. For eksempel foretas det i patentdokument nr.1 noen antydninger om en metode der både sulfid og oksid reduseres hva angår mengde og inklusjonene kontrolleres i morfologi som et middel for å gi lavlegert konstruksjonsstål med utmerkede trekk når det gjelder lamellær slitasjeresistivitet og hydrogen indusert sprekkresistivitet. I større detalj inkluderer antydningene at for å undertrykke dannelse av Mn sulfid som vil være skadelig for den lamellære slitasjeresistivitet og den hydrogeninduserte sprekkresistivitet, er det effektivt å redusere mengden av svovel- og oksygeninnhold mens man setter til Ca og Mg på samme tid.

I patentdokument nr.2 er det beskrevet at tilsetning av Mg og Ca virker effektivt for å undertrykke vekst av MnS som er tilbøyelig til å forlenges under varmevalsing og også vekst av inklusjoner av Al2O3og dettes slektninger som tenderer til å klumpe seg sammen i klustere, og videre å utøe morfologikontroll av inklusjonene som partikkelstørrelsesraffinering.

Patentdokument nr. 3 og patentdokument nr.4 viser at ved den ekstreme størrelsesraffinering av oksidtypeinklusjoner er det mulig å øke overflatetretthetsstyrker og gir bøyer tretthetsstyrken i forbindelse med materialer for gir. For å være mer nøyaktig antyder disse dokumenter at MgO og Mgo · Al22O3, som er mindre koalisert, kunne skapes som oksidtypeinklusjoner. Det gjøres også klart at erstatning av en del av sulfide MnS med (Mn · Mg)S kan hjelpe til å undertrykke forlengelsestendensen for inklusjonene og å redusere an isotropien for den mekaniske styrke.

Patentdokument nr. 5 beskriver at som sulfid ble MnS, CaS, MgS, (Ca, Mn)S og (Ca, Mg, Mn)S brakt til å foreligge for å oppnå maskinkonstruksjonsstål med overlegen maskinerbarhet. Patentdokument nr.5 klargjør at hvis morfologien for sulfidet kan kontrolleres ved å ha inneholdt REM, Ca og Mg, vil det være mulig å undertrykke anisotropien for mekaniske egenskaper og også å forbedre maskinerbarheten til et nivå høyere enn det til S-holdig, frittkuttende stål.

Imidlertid er morfologikontrollteknologien for de ovenfor nevnte inklusjoner ikke målet for smidde deler som benyttes for slike tunge miljøbetingelser som kraftoverføringsdeler i marine drivelementer slik det her er snakk om. Derfor er det nå nødvendig å studere og etablere en opprinnelig inklusjonskontrollmetode som tar sikte på smistål som benyttes for fremstilling av smidde deler som har sterkt oppgraderte tretthetskarakteristika.

Ikke-patentdokument 1: ”Progress and Improvement of Crankshaft”, Journal of the Marine Engineering Society of Japan, Oktober 1973, vol.8, nr.10, s.54-59.

Ikke-patentdokument nr. 2: “Research on Fatigue Strength Characteristics of Highstrength Crankshaft Materials”, Journal of the Marine Engineering Society of Japan, 2001, vol.36, nr.6, s.385-390.

Patentdokument nr. 1: Japansk gransket søknad, publikasjon nr.58-35255 (JP-B-58-35255).

Patentdokument nr. 2: Japansk gransket søknad, publikasjon nr.57-59295 (JP-B-57-59295).

Patentdokument nr. 3: Japansk ikke-gransket søknad, publikasjon nr.07-188853 (JP-A-07-188853).

Patentdokument nr. 4: Japansk ikke-gransket søknad, publikasjon nr.07-238342 (JP-A-07-238342).

Patentdokument nr. 5: Japansk ikke-gransket søknad, publikasjon nr.2000-87179 (JP-A-2000-87179).

Beskrivelse av oppfinnelsen

Problem som skal løses ved oppfinnelsen

Foreliggende oppfinnelse er foretatt i lys av de ovenfor angitte omstendigheter og har som formål å tilveiebringe smistål med raffinerte inklusjoner for å tilveiebringe smidde deler med utmerkede tretthetsegenskaper og også å tilveiebringe en brukbar metode ved hjelp av slike smistål kan fremstilles. Nok en gjenstand for oppfinnelsen er å tilveiebringe de smidde deler (særlig veivaksler av fast konstruksjon) som kan oppnås fra bruk av det ovenfor angitte smistål og kan vise utmerkede tretthetskarakteristika på grunn av at inklusjonene er høyraffinert.

Midler for å løse oppfinnelsens problem

Smistålet ifølge oppfinnelsen, som med hell oppfyller de ovenfor nevnte formål, har en oppløst Mg konsentrasjon i stålet på 0,04-5 ppm (her og i det følgende angir ppm ”ppm på massebasis”), og samtidig har et viktig punkt dit hen at den oppløste Al konsentrasjonen i stålet er 50-500 ppm. I denne forbindelse betyr ”oppløst Al konsentrasjon” eller ”oppløst Mg konsentrasjon” konsentrasjonen av Al eller Mg som foreligger i stålet som en fast oppløsning uten å ha utviklet seg til en tilstand som forbindelse. Konsentrasjonsverdien for de oppløste elementer kan for eksempel måles ved sekundær ionemassespektrometri (SIMS).

Smistålet ifølge oppfinnelsen bør fortrinnsvis tilfredsstille kravene (a) at oksidtypeinklusjoner som er inneholdt i stålet har en midlere sammensetning for å tilfredsstille formlene (1) og (2) nedenfor; (b) at under den antakelse at tverrsnittsarealet for oksidtypeinklusjonene inneholdt i stålet er A (μm<2>), vil den midlere verdi for √A være 160 μm eller derunder.

MgO Al2O3≥ 40% …… (1)

MgO ≥ 5% …………………… (2),

Der MgO og Al2O3respektivt angir en inneholdt mengde i masse-% av MgO og Al2O3i oksidtypeinklusjonene.

Generelt er det foretrukket at det ovenfor angitte smistål og smidde deler skal tilfredsstille komponentsammensetningen som nevnt nedenfor for å sikre utmerket styrke og seighet totalt sett.

Det er ment at stålet skal inneholde C: 0,2-1,0% (heretter angir % ”masse-%”) Si: 0,05-0,6%; Mn: 0,2-1,5%; Ni: 4% eller derunder (men ikke inkludert 0%); Cr: 0,5-4%; Mo: 0,1-1,5%; V: 0,005-0,3%; og resten er Fe og uunngåelige urenheter.

Foreliggende oppfinnelse dekker smidde deler fremstilt fra de ovenfor angitte smistål og særlig veivaksler med fast konstruksjon hvis de fremstilles fra smistålet ifølge oppfinnelsen, og vil da vise følgende overlegende karakteristika.

På den annen side har fremstillingsmetoden for smistål det vesentlige punkt at ved fremstilling av smistål må konsentrasjonen av MgO i toppslagget ved smeltet stålprosesseringen holdes ved 5% eller mer, og også at Al konsentrasjonen i det smeltede stål kontrolleres slik at oppløst Al i stålet kan holdes ved en konsentrasjon på 50-500 ppm.

Effekt av oppfinnelsen

Foreliggende oppfinnelse er konfigurert som beskrevet ovenfor, og ved å justere den oppløste Mg konsentrasjonen og den oppløste Al konsentrasjonen i stålet har det vist seg mulig å kontrollere morfologien for inklusjonene som dannes og derved å tilveiebringe smistålet med raffinerte inklusjoner. De smidde deler som er tilgjengelige fra bruken av slik smistål kan ventes å vise utmerkede tretthetskarakteristika og vise seg spesielt nyttige for smidde gjenstander med store størrelser som veivaksler for skip og fartøyer.

Kort beskrivelse av figurene

Figur 1 er en graf som viser forholdet mellom √A for inklusjoner i frakturoverflaten, og holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 2 er en graf som viser sammenhengen mellom oppløst Mg konsentrasjon i stålet og holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 3 er en graf som viser effekten av konsentrasjonen av MgO Al2O3i oksidene, og konsentrasjonen av Mg i oksidene for å gi holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 4 er en graf som viser effekten som den oppløste Al konsentrasjonen i stålet gir når det gjelder oppløst Mg konsentrasjon i stålet, i sammenheng med konsentrasjonen av MgO i slagget.

Figur 5 er en graf som viser effekten som konsentrasjonen av Al i stålet og konsentrasjonen av MgO i toppslagget gir holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 6 er en graf som viser sammenhengen mellom den totale Mg konsentrasjonen i stålet og holdbarhetsgrenseforholdet.

Beste måte for utøvelse av oppfinnelsen

Under de ovenfor gitte omstendigheter har foreliggende oppfinnere foretatt studier fra forskjellige vinkler under oppsetting av et endelig mål ved forbedring av tretthetsegenskapene for smidde deler som underkastes bruk under alvorlige betingelser. Særlig er studiet av store stålgjenstander (for eksempel størrelse på mer enn 20 tonn), som ellers vanskelig kunne oppnå målnivåene for tretthetsstyrke som kreves, foretatt fra en ny vinkel.

Som et resultat av disse studier er det blitt klart at reduksjonen av tretthetsstyrken skyldes grove og store inklusjoner hovedsakelig bestående av MgS, og at dannelsen av grove og store inklusjoner i stor grad er avhengig av konsentrasjonen av oppløst Mg og konsentrasjonen av oppløst Al. Det er også funnet at den ovenfor nevnte dannelse av de grove og store inklusjoner kan undertrykkes hvis konsentrasjonen av oppløst Mg og konsentrasjonen av oppløst Al kontrolleres til innen et på forhånd fastlagt område, funn som således har lagt veien for foreliggende oppfinnelse.

Foreliggende oppfinnere har også studert småstørrelses stålgjenstander på 20 kg og der omkring og store stålgjenstander på rundt 20 tonn og der omkring for å komme frem til at den oppløste Mg konsentrasjonen og den oppløste Al konsentrasjonen i stålet er vesentlig i sammensetning av oksider med henblikk på størrelsen av stålgjenstandene. Det er også blitt ganske klart at ved å kontrollere disse konsentrasjoner innen et egnet område, kan dannelsen av inklusjoner som har en tendens til å vokse grove og store som Al2O3og CaO · Al2O3, undertrykkes, og i stedet kan sammensetningen kontrolleres for å gi et MgO innholdt oksid som er mindre koalesert.

Det er også blitt klart at for å kontrollere konsentrasjonen av oppløst Mg i stålet til innenfor et egnet område er det tilstrekkelig å kontrollere konsentrasjonen av MgO i toppslagget og Al konsentrasjonen i det smeltede stålet til et egnet nivå.

Fremstillingsmetoden ifølge foreliggende oppfinnelse har som nøkkelelement at ved trinnet for prosessering av smeltet stål må konsentrasjonen av MgO i toppslagget og konsentrasjonen v Al i det smeltede stålet justeres på riktig måte. Forklaringen skal foretas nedenfor for den funksjonelle effekt ifølge oppfinnelsen, mens det også gis en forklaring på den fundamentale prosedyre for prosesseringstrinnet for det smeltede stålet.

Ved prosessering av smeltet stål blir råmaterialet først fylt i en elektrisk ovn for oppvarming og smelting og deretter gjennomføres dekarburering og defosforering ved oksygenblåsing der oksygen injiseres fra en lanse. Etter fullført oksygenblåsing blir det smeltede stålet overført til en digel for prosessering av smeltet stål ved hjelp av en egnet apparatur som en såkalt LF (Ladle Furnace = digeloven). Før prosesseringen av det smeltede stålet blir slaggmaterialer (slaggdannelsesmidler) inkludert CaO, MgO, Al2O3etc. satt til overflaten av det smeltede stålet i en på forhånd bestemt blanding og så smelteblandet, og danner derved et slagg, toppslagg, på overflaten av det smeltede stålet.

Ved slik prosessering av smeltet stål blir dette omrørt ved bunnblåsings gassagitering eller ved hjelp av andre metoder for å justere temperatur og den vesentlige sammensetning mens det hele agiteres, og det gjennomføres også deoksidering, desulfurering og annen prosessering ved tilsetning av et deoksideringsmiddel til det smeltede stålet. Videre, og hvis nødvendig, anvendes vakuum avgassingsprosessering på det smeltede stålet ved hjelp av et lokkavgassingsutstyr, tankavgassingsutstyr, sirkulerende avgassingsutstyr og annet liknende utstyr, for eksempel RH utstyr, for derved å akselerere dehydrogenering og desulfurering fra det smeltede stål. Når det smeltede stålet har nådd et på forhånd fastlagt nivå med henblikk på sammensetning, temperatur og renhet, blir smeltet stål prosesseringen fullført, man åpner døren for støpestålbarrer ved topphellings støpeprosesser og bunnhellings støpeprosesser.

Stålbarrene som oppnås fra disse støpeprosesser blir så varmsmidd til runde emner eller andre former for mellomprodukter. Etter smibehandlingen blir mellomproduktene underkastet en inspeksjon med henblikk på sammensetning, defekter og renhet før de bringes til varmsmiing for å smi faste veivaksler og andre store produktelementer. Etter dette blir de smidde produkter gitt en varmebehandling slik dette kan være nødvendig for å oppnå spesielle karakteristika for hvert produkt og ferdigbehandling ved maskinering for å bli sluttprodukter.

I mer nøyaktige prosedyrer for fremstilling av faste veivaksler fra de ovenfor angitte støpeelementer kan representeres ved den følgende prosess. Dette vil si at støpebarren etter størkning hentes ut av støpeformen og varmes opp til en temperatur på 1150<o>C eller der over. Stålbarren blir så formet ved hjelp av varmsmiing ved et smiforhold på 3 til en figurasjon som en rund bjelke eller en trinnet stolpe. I denne smiing av stålbarren vil kompresjon av defekter som er inherente i barren oppstå ved å legge på kompresjon på barren i retning av høyden fulgt av utstrakt smiing i en på forhånd lagt lengde. Etter varmsmiing blir barren prosessert til figurasjonen av en fast veivaksel. Ved smiing for å gi en fast veivaksel kan delen smies enten ved hjelp av én eller et antall slag samtidig og anbringer hele veivakselenheten i en form. Etter smiing blir veivakselen gjort verdig ved maskinering slik at den blir fullstendig som en fast veivaksel med de fastlagte dimensjoner. Det kan likeledes gjennomføres en fremgangsmåte for barren ved varmsmiing til en trinnet figurering og videre til en fast veivaksel ved maskinering.

Fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen er på riktig måte å kontrollere fremstillingsbetingelsene, særlig ved prosessering av smeltet stål. Metoden er også å kontrollere konsentrasjonene av oppløst Mg og oppløst Al ved å opprettholde preparatet på toppen av slagget og konsentrasjonen av Al, tilsatt som deoksidant, innen egnede områder. Kontroll av konsentrasjonene av oppløst Mg og oppløst Al innen egnede områder gjør det henholdsvis mulig å oppnå oksider som skapes under smeltet stålprosessering og støping av riktig regulering ved hjelp av at sammensetningen lett og til slutt kan inneholde lett og finoppdelte, dispergerbare materialer og til slutt å muliggjøre at inklusjonene i produktet etter varmsmiing ble raffinert hvor man ender opp med en meget forsterket tretthetsstyrke for produktet. Heretter skal det gis en forklaring på de respektive krav som er angitt ifølge oppfinnelsen.

Det bestemmes ved fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse at konsentrasjonen av MgO i toppslagget i den ovenfor nevnte smeltet stålprosessering skal opprettholdes ved 5% eller derover og at konsentrasjonen av Al i det smeltede stålet må justeres slik at konsentrasjonen av oppløst Al i stålet kan ligge innen 50-500 ppm. Ved å tilfredsstille disse krav er det mulig å kontrollere konsentrasjonen av det oppløste Mg i stålet til 0,04-5 ppm (se figurene 4 og 5), selv når Mg-holdig legering ikke direkte settes til det smeltede stål. Normalt har toppslagget CaO-Al2O3-MgO-CaF2. som hovedpreparat og konsentrasjonen av MgO angir forholdet beregnet på den totale blanding.

I det tilfellet Mg legering direkte settes til det smeltede stålet er det en sannsynlighet for å danne et lokalt område der konsentrasjonen av Mg observeres høy, i digelen av smeltet stål, om enn for en kort tid, noe som gir grovt og stort sulfid som MgS. Hvis slikt grovt og stort sulfid koaguleres sammen med andre inklusjoner og forblir i produktet kan tretthetsstyrken for smidde deler merkbart forringes.

Hvis konsentrasjonen av oppløst Al i stålet blir mindre enn 50 ppm stiger mengden oppløst oksygen og oksidert krystallisering under størkningene øker i antallet stykker, noe som gir en dårligere renhet. Videre, og når konsentrasjonen av Al overskrider 500 ppm, synker konsentrasjonen av oppløst oksygen og samtidig øker konsentrasjonen av oppløst Mg til et så høyt nivå som over 5 ppm (ytterligere detaljer om dette nedenfor).

For å kontrollere konsentrasjonen av oppløst Al i stålet innen området som angitt ovenfor er det nødvendig å analysere konsentrasjonen av Ali det smeltede stålet og å nå en forståelse når det gjelder sammenhengen mellom konsentrasjonen av Al i det smeltede stålet og konsentrasjonen av Al i stålet. Basert på den kunnskap at tilsetning av Al eller Al legering kan foretas til det smeltede stålet slik at sluttkonsentrasjonen av oppløst Al i stålet ligger innenfor området 50-500 ppm (slik at sluttkonsentrasjonen av Al i det smeltede stålet kan bli en konsentrasjonsverdi tilsvarende det foregående).

Smistålet som oppnås ved fremgangsmåten ovenfor har en konsentrasjon av oppløst Mg i stålet innen området 0,04-5 ppm, og ved dette området viser mesteparten av deoksideringsproduktene som foreligger i stålet seg å være spinell eller annet Mg-holdig oksid som bidrar til en signifikant økning av tretthetsstyrken for stålet (se figurene 2 og 4). For å si det på en annen måte, hvis konsentrasjonen av oppløst Mg i smistålet er mindre enn 0,04 ppm blir blandingen av inklusjoner Al2O3-rik og fører til opptredenen av størknings- og koalesensfenomener. Hvis videre konsentrasjonen av oppløst Mg i smistålet er mer enn 5 ppm, genereres MgS, MgO osv. under størkningen og i en stor mengde og resulterer i at disse forbindelser vokser og blir grove og store inklusjoner som gjør at renheten reduseres.

Som nevnt ovenfor, og ved å kontrollere konsentrasjonen av oppløst Mg i stålet til innen et egnet område, vil seighetsgrenseforholdet (tretthetsst6yrke σW: strekkstyrke σB), som skal diskuteres nedenfor, vise et slikt utmerket tretthetskarakteristikum som 0,42 eller mer. Foretrukket område for konsentrasjonen av dette oppløste Mg er rundt 0,1-2 ppm, og med dette området kontrollert kan enda bedre tretthetsstyrkekarakteristika (0,44 eller derover, uttrykt ved seighetsgrenseforholdet) vises.

Videre er våtmetoden generelt tilpasset for å analysere Al konsentrasjonen og Mg konsentrasjonen, men fordi våtmetoden ikke fullt kan unngå oppløsning av oksider og sulfider er det vanskelig nøyaktig å bestemme konsentrasjonen av Al eller Mg som oppløses i form av atomer i stålet. For å bestemme konsentrasjonen av oksider, bortsett fra Al, er det en metode å benytte en oppløselig Al (sol. Al). Selv denne ”sol. Al” metoden kan imidlertid ikke sies å være perfekt når det gjelder å bestemme en nøyaktig konsentrasjon om oppløst Al fordi eluering av Al fra CaO-Al2O3eller andre tilsvarende oksider ikke kan utelukkes. Fra et termodynamisk likevektssynspunkt mellom et oppløst element og et oksid er det derfor meget viktig at oppfinnelsen har adoptert SIMS (”sekundær ione massespektrometri) som en nøyaktig målemetode for oppløste elementer (”oppløst Al konsentrasjon” og ”oppløst Mg konsentrasjon”).

Med henblikk på smistålet ifølge oppfinnelsen er det foretrukket at inklusjonene av oksidfamilien som inneholdes i stålet vil ha en midlere sammensetning som er i stand til å tilfredsstille de følgende formler (1) og (2) (se figur 3):

MgO Al2O3≥ 40%…………(1)

MgO ≥ 5% …………………(2)

Forutsatt at MgO og Al2O3angir respektivt de foreliggende mengder i masse-% av MgO og Al2O3.

Inklusjonene, når de har sammensetningene av oksidfamilien i henhold til de ovenfor angitte former (1) og (2), viser seg å være MgO-holdige oksider som spinell, MgO osv. Fordi disse MgO-holdige oksider har en bedre fuktbarhet med smeltet stål sammenliknet med Al2O3, blir det mulig å undertrykke koagulerings- og koalesensfenomener som opptrer som inklusjoner og derved forhindrer dannelsen av grove og store inklusjoner som sannsynligvis vil forhindre forringelse av tretthetsegenskapene for stålet.

Med henblikk på smistålet ifølge oppfinnelsen, og under den antakelse at tverrsnittsarealet for inklusjonene av oksidfamilien som inneholdes i stålet er A (µm<2>), er det foretrukket at den midlere √A er 160 µm eller under (se figur 1). Hvis denne type krav kan tilfredsstilles kan inklusjonen som ofte blir utgangspunktet for destruering av stålet holdes mindre i størrelse, noe som fører til forbedret tretthetsstyrket og seighet i sluttproduktene (smidde deler). Som en kontrast er nærværet av grove og store sulfider eller grove og store oksider uønsket for forbedring av tretthetsstyrke (se figur 2).

Foreliggende oppfinnelse karakteriseres derfor, som beskrevet ovenfor, i at justering legges på den oppløste komponent i det smeltede stålet med henblikk på raffinering av inklusjonen i stålet, selv om ingen spesielle begrensninger er gitt med henblikk på basissammensetningen for smistålet. For imidlertid å sikre at for eksempel en veivaksel, eller et hvilket som helst annet sluttprodukt, vil ha krevet styrke og seighet og videre den forbedrede tretthetsstyrke som er angitt som sluttmål ifølge oppfinnelsen, er det ønskelig at stålmaterialet tilfredsstiller den basissammensetning som er gitt nedenfor.

C: 0,2-1,0%

C er et element som bidrar til forbedring av styrke, og for å sikre tilstrekkelig styrke skal innholdet være ved 0,2% eller mer, og særlig 0,3% eller mer, helst 0,36% eller mer. Hvis imidlertid mengden C er for stor vil elementet ha en tendens til å forring seigheten slik at innholdet av C bør holdes ved 1,0% eller mindre, særlig 0,5% eller mindre og aller helst 0,45% eller mindre.

Si: 0,05-0,6%

Si virker også som et styrkeforbedrende element, og for å sikre tilstrekkelig styrke bør elementet foreligge ved 0,05% eller mer, og særlig 0,1% eller mer, aller helst 0,2% eller mer. Hvis imidlertid mengden av Si er for stor vil elementet ha en tendens til å forårsake at invertert V-formsegregering blir for intens, noe som gjør det vanskelig å oppnå rene stålbarrer, slik at innholdet Si bør holdes ved 0,6% eller mindre, eller særlig 0,4% eller mindre.

Mn: 0,2-1,5%

Mn er et ytterligere element som øker styrken ved siden av å booste herdbarheten, og for å sikre tilstrekkelig styrke og herdbarhet bør elementet foreligge i en mengde av 0,2% eller mer, og særlig 0,4% eller mer, eller aller helst 0,9% eller mer. Hvis imidlertid mengden Mn er for stor ville den ha en tendens til å gi invertert V-formsegregering slik at Mn bør holdes ved 1,5% eller mindre, og særlig ved 1,2% eller mindre, spesielt ved 1,1% eller mindre.

Ni: 4% eller mindre (ikke inkludert 0%)

Ni er nyttig som et element for å forsterke seigheten, men fordi for store mengder av Ni medfører økte omkostninger bør Ni holdes ved 4% eller mindre eller fortrinnsvis ved 2% eller mindre.

Cr: 0,5-4%

Cr er et element som er nyttig for å øke seigheten så vel som å forsterke herdbarheten, og disse funksjoner vises effektivt når Cr foreligger i en mengde på 0,5% eller mer, og særlig ved 0,9% eller mer og allerhelst ved 1,5% eller mer. Hvis imidlertid mengden Cr er for stor vil den ha en tendens til at invertert V-formsegregering blir for intens, noe som gjør det vanskelig å oppnå rene stålbarrer, slik at Si bør holdes ved 4% eller mindre eller fortrinnsvis 2,5% eller mindre.

Mo: 0,1-1,5%

Mo er et element som effektivt bevirker forbedring av både herdbarhet, styrke og seighet, og for at disse funksjoner effektivt skal vises bør Mo foreligge i stålet i en mengde av 0,1% eller mer, fortrinnsvis 0,15% eller mer og aller helst 0,20% eller mer. Fordi imidlertid Mo har en lav likevekts fordelingskoeffisient som fører til lett opptreden av mikrosegregering, bør Mo holdes ved 1,5% eller mindre.

V: 0,005-0,3%

V er effektiv for forbedret presipitering og strukturraffinering og er også nyttig for styrkeforsterkning. For at disse funksjoner effektivt skal komme frem bør V foreligge i en mengde av 0,005% eller mer. Hvis imidlertid mengden V er for stor blir effektene ovenfor uttømt, noe som resulterer i bortkastet økonomi. Derfor bør V holdes ved 0,3% eller mindre eller fortrinnsvis 0,15% eller mindre.

Den foretrukne hovedsammensetningen for smistålet ifølge oppfinnelsen er som vist i avsnittene ovenfor. Den gjenværende del som ikke er dekket i sammensetningen ovenfor er hovedsakelig Fe, men det er selvfølgelig tillatelig at hvis en mengde uunngåelige urenheter foreligger i smistålet. Videre er det også mulig at smistålet der hvilke som helst andre elementer positivt tilsettes kan benyttes, så lenge en slik tilsetning av andre elementer ikke ugunstig påvirker de ovenfor nevnte funksjoner og effekter ifølge oppfinnelsen. Eksempler på andre elementer som tillates for positiv tilsetning kan oppsummeres som følger: ”B” som viser en herdbarhetsforbedrende effekt, ”Ti” som har en deoksiderende effekt, og ”W, Nb, Ta, Cu, Ce, La, Zr og Te” som er faste oppløselighetsintensiverende elementer eller presipiteringsforsterkende elementer. Disse elementer kan tilsettes enkeltvis eller et antall i kombinasjon, men i ethvert tilfelle er det ønskelig at den totale mengde holdes ved rundt 0,1% eller derunder.

Foreliggende oppfinnelse inkluderer smidde deler eller produkter som er tilgjengelige fra bruken av smistålet ifølge oppfinnelsen, selv om ingen begrensninger gjelder når det angår fremstillingsmetoder for disse deler eller produkter. For eksempel kan de følgende prosesser implementeres i den rekkefølge de er beskrevet: syntetisering av stål i smeltet tilstand med en elektrisk ovn for å fremstille stål med en målsammensetning → avgassingsprosesser ved vakuumraffinering for å fjerne S og andre urenhetselementer og O og andre gassinnhold → barrefremstillingsprosess → barreoppvarmings- og smiprosesser → in-process inspisering, oppvarming og smiing til krevet produktfigurasjon → homogeniseringsutglødning og herdingsprosess → sluttmaskineringsprosess.

Spesielt når veivaksler fremstilles som en smidd del er fremstillingen av veivakselen i en fast struktur en gunstig ting, da det her gjøres mulig at overflaten av akslingen opptas av delen med høy renhet og at det er mulig å oppnå utmerkede styrke- og tretthetsegenskaper. I dette tilfellet er fremstillingsmetoden for veivaksler av plasttype ikke spesielt begrenset, men det er å anbefale å fremstille veivakselen ved å følge R.T- og T.R.-smimetoder (der smiprosesseringen foretas i en slik tilstand at sentrum av akslingen av barren er konsonant med akslingssenteret av veivakselen, og også at delen som fastlegges ved sentersegregering som sannsynligvis vil forårsake forringelse i karakteristika, kan utgjøre hele akslingssenteret av veivakselen på en enhetlig måte).

Som en ytterligere smiprosessmetode kan veivakselen likeledes fremstilles ved den frie smimetode (der krankarmen og krankpinnen fremstilles som en forent blokk ved smiing, og dannelse av figurering av veivakselen gjennomføres ved gasskutting eller maskinering).

Smistålet ifølge oppfinnelsen viser utmerkede tretthetsegenskaper på grunn av at inklusjonene er ekstremt raffinert. Det er derfor effektivt nyttig som materiale for smifremstilling av marine akslinger, marine propellakslinger, rekker av typer veivaksler, trykktanker, hule gjenstander og andre høystyrkeprodukter, så vel som veivaksler.

Nedenfor skal noen utførelsesformer presenteres for en mer konkret forklaring av oppfinnelsen. Det ligger i sakens natur at foreliggende oppfinnelse ikke på noen måte er begrenset til disse utførelsesformer men kan implementeres med egnede modifikasjoner så langt disse ligger innenfor den rammen som er antydet ovenfor og nedenfor. Alle slike modifikasjoner skal ansees som entegral del av det tekniske omfang av foreliggende oppfinnelse.

Utførelsesform

I en elektrisk ovn ble 20-100 tonn skrapmateriale smeltet og tappet for å fylle digelen. Deretter ble slaggdannende midler som CaO, Al2O3og MgO satt til overflaten av det smeltede stålet for å fullføre dannelsen av toppslagg med fastlagt sammensetning. Etter dette, og ved bruk av digeloppvarmingstyperaffineringsutstyr med en bunnblåst agitator, ble prosesseringen av det smeltede stålet gjennomført. I denne prosessering av smeltet stål ble Al tilsatt for å deoksidere smeltet stål, og ved hjelp av vakuumprosessering med lokkavgassingsutstyr ble dehydrogenering gjennomført. I løpet av prosesseringen av det smeltede stålet ble prøver av dette foretatt i spesielle tidsrom for måling av Al konsentrasjonen i det smeltede stålet, og Al ble i tillegg matet til etter behov for å holde Al konsentrasjonen innen et bestemt område til enhver tid.

I denne forbindelse var det nødvendig å forstå, ved preliminære forsøk når det gjelder hvordan oppløst Al konsentrasjon i stålmaterialet som måles ved sekundær ionemassespektrometri (SIMS) stemmer overens med Al konsentrasjonen i det smeltede stålet målt ved den hurtige analysen med emisjonsanalyseutstyret. Med den ovenfor angitte kunnskap for hånden ble kontroller foretatt av oppløst Al konsentrasjon i stålmaterialet slik at den nevnte Al konsentrasjonen kunne forbli innen et på forhånd bestemt område.

Etter prosessering av det smeltede stålet ble prøver tatt fra toppslagget, og samtidig ble barrer (20 tonn og 50 tonn) støpt ved bunnhelleprosessen. Etter ferdig størkning ble barrene hentet ut fra støpeformen og underkastet varmsmiing ved en temperatur på 1150<o>C eller der over, og fra 20 tonns barrer ble det ferdiggjort varmesmidde, rundstavliknende produkter med en diameter på 400-500 mm, og fra 50 tonns barrer ble det ferdiggjort rundstavliknende produkter med en diameter på 500-600 mm.

Hver prøve av smidd materiale ble brakt til kjemisk analyse for kjemisk bestemmelse. Videre ble hver prøve av toppslagget underkastet ICP emisjonsspektralanalyse for undersøkelse av MgO konsentrasjonen.

Resultatene fra disse analyser og undersøkelser er oppsummert i tabell 1 nedenfor, der verdiene for Al konsentrasjonene i smeltet stål også er inkludert.

1 abellT

Mens konsentrasjonen av oppløst Mg og konsentrasjonen av oppløst Al i barrene respektivt ble undersøkt ble sammensetningen for inklusjoner i de smidde deler, tretthetstester og måling av størrelser og inklusjoner, også foretatt ved de nedenfor nevnte metoder. Samtidig ble undersøkelser også foretatt med henblikk på totale Mg konsentrasjoner i stålet ved ICP-massespektrometri (ICP-MS metoden).

Måling av oppløst Mg konsentrasjon og oppløst Al konsentrasjon i stål

Prøver samlet fra barrene ble malt opp og lastet i sekundær ionemassespektrometre (”ims5f”, fremstilt av CAMECA); deretter, og i forbindelse med hver prøve, ble observasjoner foretatt på sekundære ionebilder av Mg og Al i et område på 500 x 500 µm<2>; nemlig innen det ovenfor angitte området, tre lokasjoner der Mg og Al ikke var inkrassate ble valgt for å motta dybdeanalyse. Primærionekilden i dette tilfellet er O<2+>. Hvis dybdefordelingen av konsentrasjonen er enhetlig ble denne enhetlige verdi tatt som konsentrasjon i oppløst tilstand. Hvis eventuelle inklusjoner ble funnet i løpet av dybdeanalysen vil konsentrasjonen vise en stor fluktuering. I et slikt tilfelle ble analyser foretatt dypere enn der ingen inklusjoner ble funnet, og når fordelingen av konsentrasjonen nådde en konstant tilstand ble verdien av konsentrasjonen på dette tidspunkt tatt som den oppløste konsentrasjon. I tillegg, og med henblikk på den kvantitative bestemmelsesmetode for konsentrasjonen ble rent jern, hvori ioner av<24>Mg (150 keV, 1×10<14>atomer/cm<2>) og<27>Al (200 keV, 1×10<14>atomer/cm<2>) injisert og målt som standardprøver og den relative sensitivitetskoeffisient som var tilgjengelig fra dette ble benyttet for å måle atomkonsentrasjonen.

Analyse av sammensetningen av inklusjoner

Prøver ble skåret ut fra senterdelen i lokasjonen som tilsvarte barrebunnen av den runde stav etter smiing, og slike prøver ble benyttet for sammensetningsanalyse av inklusjoner ved hjelp av EPMA. Ved gjennomføring av analysene ble 50 stykker eller flere av disse inklusjoner vilkårlig valgt for hver prøve for sammensetningsanalyse, der resultatet ble uttrykt som gjennomsnittsverdier.

Tretthetstester og måling av inklusjonsstørrelse

Når det gjelder en rundbjelke etter smiing ble glatte prøver skåret ut fra senterdelen i lokasjonen tilsvarende barrebunnen i en størrelse på 10 mm i diameter i radial retning av staven og 30 mm i lengde, og prøven ble underkastet tretthetsprøving ved de følgende betingelser. En ytterligere prøve oppnådd fra den samme lokasjon som den første prøve ble benyttet ved gjennomføring av strekktester ved normal temperatur. Som en indeks av tretthetsgrense ble grenseforholdet (tretthetsstyrke σW: strekkstyrke σB) målt.

Testmetode: Roterende bøyetretthetstest (stressforhold = -1, omdreininger: 3.600 opm).

Strekkstyrkeevalueringsmetode: Differansemetode

Differansestress: 20 MPa

Initialstress: 300 MPa

Antall prøver: 5 stykker hver

Strekkstyrke for hver prøve: = (bruddstress) – (differansestress).

Etter tretthetsprøven ble tretthetsfrakturoverflaten observert ved hjelp av et skanderende elektronmikroskop SEM, og størrelsen av inklusjoner som forelå i utgangspunktet for tretthetsfrakturoverflatene ble målt for å finne tverrsnittsarealet for inklusjonene mot halvpartsenergien som √A. På samme tid ble undersøkelser også foretatt når det gjelder eksistens eller ikke-eksistens av MgS-inneholdt grove og store inklusjoner.

Disse resultater er oppsummert i tabell 2 nedenfor. Stålene 1-11 er i overensstemmelse med kravene som angitt ifølge oppfinnelsen. Det er klart at utmerket holdbarhetsforhold ( σW: σBer 0,42 eller derover) oppnås på grunn av meget raffinerte inklusjoner. På den annen side er stålene 12-17 som mangler noen av betingelsene ifølge oppfinnelsen klare når de svikter for å oppnå raffinering av inklusjoner og forblir rundt lavnivåholdbarhetsgrenseforholdet ( σW: σB0,40 eller mindre).

ll

Basert på de ovenfor angitte resultater er forholdet mellom √A av inklusjonene i frakturoverflaten og holdbarhetsgrenseforholdet, vist i figur 1. Grafen viser at raffinering i størrelse (160 µm eller under ved √A) av inklusjonene er effektiv for å forbedre holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 2 viser sammenhengen mellom beskrevet Mg konsentrasjonen i stålet og holdbarhetsgrenseforholdet. Grafen indikerer at hvis oppløst Mg konsentrasjon i stålet overskrider en spesifisert verdi (5 ppm på massebasis) blir grove og store sulfider (MgS) generert, noe som fører til en reduksjon av holdbarhetsgrenseforholdet. Hvis videre den oppløst Mg konsentrasjonen i stålet ligger under en spesifisert verdi (0,04 masse-ppm) genereres det koagulative oksider (se tabell 2 for detaljer når det gjelder oksidene), noe som igjen fører til en reduksjon av holdbarhetsgrenseforholdet.

Figur 3 viser effektene som konsentrasjonen av MgO Al2O3og konsentrasjonen av MgO i oksidene utøver på holdbarhetsgrenseforholdet. Figur 3 angir imidlertid ikke stål nr. 16 og 17, der det ble bekreftet en generering av grove og store sulfider. Slik det er klart fra resultatene ovenfor er det mulig å sikre et høyt holdbarhetsgrenseforhold hvis konsentrasjonen av MgO Al2O3og konsentrasjonen av MgO i oksidene holdes ved spesifiserte verdier eller eventuelt over disse. Omvendt har ethvert stål som har ervervet høy holdbarhetsgrenseforhold naturligvis meget fine inklusjoner (se figur 1).

Figur 4 er en graf som viser den effekt som oppløst Al konsentrasjon i stålet gir oppløst Mg konsentrasjon i stålet. Slik det er klart fra denne graf er det funnet at hvis MgO konsentrasjonen i slagget er mindre enn 5% er en målkonsentrasjon av oppløst Mg ikke oppnåelig. Når videre MgO konsentrasjonen i slagget er 5% eller derover ble målkonsentrasjonen av oppløst Mg oppnådd ved å kontrollere oppløst Al konsentrasjon i stålet innen 50-500 masse ppm.

Figur 5 viser effekten som konsentrasjonen av oppløst Al i stålet og konsentrasjonen av MgO i toppslagget utøver på holdbarhetsgrenseforholdet. Fra dette resultatet er det klart at et høyt holdbarhetsgrenseforhold kan oppnås når MgO konsentrasjonen i toppslagget er 5 masse-% eller derover og den oppløste Al konsentrasjonen i stålet kontrolleres innen området 50-500 masse ppm.

Figur 6 viser sammenhengen mellom total Mg konsentrasjon i stålet og holdbarhetsgrenseforholdet. Slik det er klart fra resultatet er det kun lav korrelasjon mellom total Mg konsentrasjon og holdbarhetsgrenseforholdet. Resultatene viser at kontrollen av oppløst Mg konsentrasjon i stålet (se figur 2) er meget effektivt for å forbedre holdbarhetsgrenseforholdet.

Claims

Patentkrav

1.

Smistål, k a r a k t e r i s e r t v e d at det har en oppløst Mg konsentrasjon i stålet innen området 0,04-5 masse ppm, og en oppløst Al konsentrasjon i stålet innen området 50-500 ppm.

2.

Smistål ifølge krav 1, k a r a k t e r i s e r t v e d at oksidtypeinklusjonene inneholdt i stålet har midlere sammensetninger som tilfredsstiller de følgende formler (1) og (2):

MgO Al2O3≥ 40%…………(1)

MgO ≥ 5% …………………(2)

der MgO og Al2O3respektivt angir de inneholdte mengder i masse-% av MgO og Al2O3.

3.

Smistål ifølge krav 1 eller 2, k a r a k t e r i s e r t v e d at, under antakelse av at tverrsnittsarealet av oksidtypeinklusjoner inneholdt i stålet er A (µm<2>) er den midlere verdi av √A 160 µm eller derunder.

4.

Smistål ifølge et hvilket som helst av kravene 1, 2 eller 3, k a r a k -t e r i s e r t v e d at det inneholder, i masse-%, C: 0,2-1,0%; Si: 0,05-0,6%; Mn: 0,2-1,5%; Ni: 4% eller under (men ikke inkludert 0%); Cr: 0,5-4%; Mo: 0,1-1,5%, henholdsvis V: 0,005-0,3%, mens resten er Fe og uunngåelige urenheter.

5.

Smidde deler eller produkter, k a r a k t e r i s e r t v e d at det er fremstilt fra smistål ifølge et hvilket som helst av kravene 1-4.

6.

Smidde deler eller produkter ifølge krav 5, k a r a k t e r i s e r t v e d at de smidde deler eller produkter betyr faste veivakslinger.

7.

Fremstillingsmetode for smiing av stål, k a r a k t e r i s e r t v e d at: det gjennomføres fremstilling av smistål der MgO konsentrasjonen i toppslagget under smeltet stål prosesseringen holdes ved 5% eller derover; samtidig at kontrollen av Al konsentrasjonen i det smeltede stålet foretas slik at den oppløste Al konsentrasjonen i stålet kan holdes ved 50-500 ppm.