RU2566688C2 - Способ получения мартенситной стали со смешанным упрочнением - Google Patents

Способ получения мартенситной стали со смешанным упрочнением Download PDF

Info

Publication number
RU2566688C2
RU2566688C2 RU2012103663/02A RU2012103663A RU2566688C2 RU 2566688 C2 RU2566688 C2 RU 2566688C2 RU 2012103663/02 A RU2012103663/02 A RU 2012103663/02A RU 2012103663 A RU2012103663 A RU 2012103663A RU 2566688 C2 RU2566688 C2 RU 2566688C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
temperature
hot forming
inclusions
fatigue
Prior art date
Application number
RU2012103663/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2012103663A (ru
Inventor
Лоран ФЕРРЕ
Филипп ЭРИТЬЕ
Original Assignee
Снекма
Обер Э Дюваль
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 Снекма, Обер Э Дюваль filed Critical Снекма
Publication of RU2012103663A publication Critical patent/RU2012103663A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2566688C2 publication Critical patent/RU2566688C2/ru

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C3/00—Shafts; Axles; Cranks; Eccentrics
    • F16C3/02—Shafts; Axles
    • 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
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • 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
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ocean & Marine Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения среднего значения усталостной прочности получают мартенситную сталь, которая имеет такое содержание других металлов, что она способна упрочняться в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов и имеет содержание Al от 0,4 до 3 мас.%. Температура горячего формования при последнем проходе горячего формования стали ниже температуры растворимости нитридов алюминия в этой стали, и температура каждой из возможных термообработок после этого последнего прохода горячего формования ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в этой стали. 4 н. и 4 з.п. ф-лы, 4 ил., 2 табл.

Description

Изобретение относится к способу получения мартенситных сталей, имеющих такое содержание других металлов, что стали способны к упрочнению в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов, и имеющих содержание Al от 0,4% до 3%.
Для некоторых приложений, в частности для трансмиссионных валов авиационных двигателей, необходимо использовать стали, имеющие очень высокую механическую прочность (предел упругости) до температур 400°C и одновременно хорошее сопротивление хрупкому разрушению (высокие вязкость и пластичность). Эти стали должны также обладать хорошей усталостной прочностью.
Из документа US 5393488 известна одна такая мартенситная сталь, которая имеет такое содержание других металлов, что способна упрочняться в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов. Состав такой стали в весовом отношении следующий: 10-18% Ni, 8-16% Co, 1-5% Mo, 0,5-1,3% Al, 1-3% Cr, менее 0,3% C, менее 0,1% Ti, остальное Fe.
Недостатком такой стали является ее высокая стоимость из-за высокого содержания в ней Co.
Известна также другая мартенситная сталь, имеющая такое содержание других металлов, что она способна упрочняться в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов, состав которой приведен в документе FR 2885142 и является следующим, вес.%: 0,18-0,3% C, 5-7% Co, 2-5% Cr, 1-2% Al, 1-4% Mo+W/2, от следовых количеств до 0,3% V, от следовых количеств до 0,1% Nb, от следовых количеств до 50 ppm B, 10,5-15% Ni, причем Ni≥7+3,5 Al, от следовых количеств до 0,4% Si, от следовых количеств до 0,4% Mn, от следовых количеств до 500 ppm Ca, от следовых количеств до 500 ppm редкоземельных элементов, от следовых количеств до 500 ppm Ti, от следовых количеств до 50 ppm O (при получении на базе жидкого металла) или до 200 ppm O (при получении методом порошковой металлургии), от следовых количеств до 100 ppm N, от следовых количеств до 50 ppm S, от следовых количеств до 1% Cu, от следовых количеств до 200 ppm P, остальное Fe.
Эта сталь согласно документу FR 2885142 имеет очень высокую механическую прочность (разрушающая нагрузка может составлять от 2000 МПа до 2500 МПа) при одновременно очень хорошей ударной вязкости (выше 180·103 Дж/м2), а также имеет хороший компромисс с другими вязкостными характеристиками и усталостной прочностью.
Однако результаты испытаний на усталость, проведенных на этом типе сталей авторами изобретения, показывают большой разброс величин долговечности (соответствующей числу циклов, приводящих к разрушению образца из-за усталости в этой стали) для каждого уровня приложенной деформационной нагрузки как для малоцикловой усталости (частота нагрузки порядка 1 Гц), так и для вибрационной усталости (выше 50 Гц). Таким образом, минимальные в статистическом смысле значения усталостной долговечности (лимитирующие срок службы деталей из этой стали) еще находятся на слишком низком уровне.
Изобретение направлено на устранение этих недостатков.
Целью изобретения является предложить способ получения сталей этого типа, который позволит уменьшить разброс усталостной прочности в этом типе стали, а также позволит повысить среднее значение усталостной прочности.
Эта цель достигнута благодаря тому, что способ предусматривает, что температура горячего формования при последней операции горячего формования ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в этой стали, и температура каждой возможной термической обработки после этой последней операции горячего формования ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в этой стали.
Таким образом, после последней операции горячего формования (например, ковка) число нежелательных включений нитридов алюминия в форме пластинок (или игл) на единицу поверхности стали является статистически пренебрежимо малым и по оценкам может достигать менее 10-12 включений на мм2.
Действительно, авторы изобретения установили, что из включений нитридов алюминия (AlN) нежелательны именно включения в форме пластинок (или игл), так как они действуют как центры концентрации напряжений, когда сталь подвергается усталостным нагрузкам, и которые поэтому снижают энергию, необходимую для инициирования роста трещин. Авторы изобретения установили также, что нежелательные включения AlN образовывались, когда алюминий и азот рекомбинировали при охлаждении от температуры выше температуры растворимости включений AlN в твердом состоянии.
Благодаря способу по изобретению нежелательные включения AlN во время последней операции горячего формования (например, ковки) не образуются, так как эта операция проводится при температуре ниже температуры растворимости этих включений в твердом состоянии. Кроме того, нежелательные включения AlN, возможно, присутствующие в стали перед этой последней операцией горячего формования (образованные в ходе предшествующих операций, которые могли бы проводиться при температуре выше температуры растворимости в твердом состоянии AlN), разбиваются в результате этого последнего горячего формования на фрагменты, размеры которых в трех пространственных направлениях имеют одинаковый порядок величины и которые отстоят друг от друга на некотором расстоянии. Таким образом, маловероятно, что эти фрагменты способны стать центрами инициирования роста трещин, которые привели бы к преждевременному разрушению стали.
Следовательно, доля нежелательных включений AlN (включения в форме пластинок или игл) на выходе последней операции горячего формования является пренебрежимо малой, так что эти включения не могут служить местом инициирования растрескивания. Кроме того, после последней операции горячего формования не происходит повторного образования этих нежелательных включений AlN, так как при возможных последующих термообработках температура стали не превышает температуру растворимости AlN в твердом состоянии. Таким образом, в результате получается увеличение минимальных значений усталостной долговечности, а также увеличение средней усталостной долговечности.
Изобретение относится также к мартенситной стали, имеющей такое содержание других металлов, что она способна упрочняться в результате включений интерметаллических соединений и карбидов, и имеющей содержание Al от 0,4% до 3%.
Согласно изобретению, если последняя операция горячего формования проводится при температуре ниже температуры растворимости нитридов алюминия в твердом состоянии, и если температура каждой из возможных термообработок после этой последней операции горячего формования ниже этой температуры растворимости, то число на единицу поверхности стали этих включений, форма которых нежелательна (пластинки или иглы), составляет статистически менее 10-12.
Таким образом, разброс результатов по числу циклов нагружения для определения усталости уменьшается, следствием чего является более высокий срок службы детали из этой стали.
Изобретение станет более понятным и его преимущества выявятся более четко при изучении следующего подробного описания одного варианта осуществления, представленного в качестве неограничивающего примера. Описание обращается к следующим фигурам, на которых:
- фиг. 1 сравнивает кривые усталостной долговечности для стали согласно изобретению и стали согласно уровню техники,
- фиг. 2 показывает кривую усталостной нагрузки,
- фиг. 3 представляет собой полученную на сканирующем электронном микроскопе фотографию вторичного включения в стали согласно уровню техники,
- фиг. 4 представляет собой полученную на сканирующем электронном микроскопе фотографию первичного включения в стали согласно изобретению.
Рассматриваются мартенситные стали со смешанным упрочнением, имеющие содержание Al от 0,4% до 3%. Именно такое содержание в них Al и содержания других металлов позволяют этим сталям упрочняться в результате включения интерметаллических соединений и карбидов (смешанное упрочнение).
Испытания на усталость образцов из этих сталей, полученных согласно уровню техники, показали большой разброс результатов этих испытаний, то есть при заданном напряжении усталостной нагрузки долговечность варьируется в широком диапазоне.
Ширина этого диапазона, в частности нижние значения этого диапазона, обусловлена присутствием этих нежелательных включений, которые требуют меньше энергии для инициирования усталостных трещин и приводят к преждевременному разрушению стали.
Из-за своего химического состава сталь содержит первичные включения AlN, которые образуются при застывании металла, при высоких температурах, когда сталь еще находится в пастообразном состоянии (то есть в двух смешанных состояниях стали: твердом и жидком). Их количество ниже 10-2 включений на мм2. Это образование первичных включений осуществляется в форме включений, размеры которых в трех пространственных направлениях имеют одинаковый порядок величины (то есть эти включения имеют почти сферическую форму) и размер которых не превышает 50 мкм. Инициирование трещин, начинающихся из этих первичных включений AlN, требует больше энергии, чем из вторичных включений (смотри ниже), и поэтому не определяет минимальных значений усталостной долговечности.
Авторы изобретения заметили, что сталь согласно уровню техники содержит также включения AlN, отличные от первичных включений, которые названы вторичными включениями. Эти вторичные включения присутствуют в меньшей доле (меньше 10-2 единиц на мм2), чем первичные включения. Именно эти вторичные включения ответственны за преждевременное разрушение стали. Авторы изобретения установили, что вторичные включения имеют нежелательную форму пластинок (или игл) и характеризуются следующими размерами в трех измерениях:
a) наименьший размер меньше одной двадцатой наибольшего размера, и
b) наибольший размер превышает 10 мкм.
Эти вторичные включения действуют как центры концентрации напряжений и, таким образом, как особенно подходящие места для инициирования трещин, так как трещины требуют меньше энергии для формирования на этих вторичных включениях, чем на первичных включениях. Поэтому трещины преждевременно образуются на вторичных включениях и приводят к снижению срока службы стальной детали (что соответствует низким значениям диапазона результатов испытаний).
Авторы изобретения установили также, что в твердой стали существует вторая температура растворимости нитридов алюминия (зависящая от химического состава), называемая температурой растворимости в твердом состоянии, и что вторичные включения AlN образуются во время охлаждения стали от температуры, которая выше этой температуры растворимости в твердом состоянии включений AlN в стали. Действительно, когда сталь проходит выше этой температуры растворимости, растворяется небольшая доля первичных включений AlN. Затем, когда при охлаждении стали температура станет ниже этой температуры, растворенные алюминий и азот рекомбинируют во вторичные включения AlN.
Например, в случае стали, состав которой охватывается патентом FR 2885142 и указан выше, эта температура растворимости в твердом состоянии равна 1025°C.
Итак, если температура ковки при последней операции горячего формования ниже температуры растворимости в твердом состоянии включений AlN в твердой стали, то включения AlN остаются в этом состоянии (алюминий и азот не растворяются). Таким образом, вторичных включений AlN не образуется.
Кроме того, вторичные включения AlN, возможно, имеющиеся перед последней операцией ковки (которые могли бы быть результатом предыдущих термообработок, проводившихся при температуре выше температуры растворимости в твердом состоянии), склонны, с одной стороны, дробиться при операции ковки с получением более мелких включений, форма которых имеет эквивалентные размеры во всех трех пространственных направлениях (в отличие от нежелательной формы пластинок или игл), а с другой стороны, они отделены друг от друга некоторым расстоянием. Следовательно, операция горячего формования при температуре ниже температуры растворимости включений AlN в твердом состоянии превращает вредные вторичные включения во включения, более похожие на первичные включения, которые, следовательно, менее вредны для усталостной долговечности стали.
Авторы изобретения провели испытания со сталями, полученными способом согласно изобретению, то есть при температуре горячего формования при последней операции ниже температуры растворимости в твердом состоянии включений AlN в стали (и в отсутствие более поздней термообработки выше этой температуры); результаты этих испытаний представлены ниже.
Фиг. 1 качественно показывает улучшения, вносимые способом согласно изобретению. Экспериментально определяют число циклов N на разрыв, необходимое, чтобы разрушить образец из стали, подвергнутый циклической растягивающей нагрузке, в зависимости от псевдознакопеременного напряжения C (речь идет о напряжении, которому подвергается образец при приложенной деформации, согласно стандарту DMC0401 компании Snecma, используемому для этих испытаний).
Такая циклическая нагрузка схематически представлена на фиг. 2. Период T представляет собой один цикл. Напряжение меняется между максимальным значением Cmax и минимальным значением Cmin.
Испытав на усталость статистически достаточное число образцов, авторы изобретения получили точки N=f(C), исходя из которых они провели среднюю статистическую кривую C-N (напряжение Cmax в зависимости от числа N циклов нагружения). Затем для данного числа циклов рассчитывались стандартные отклонения напряжений.
На фиг. 1 первая кривая 15 (тонкая линия) является (схематически) средней кривой, полученной для стали, изготовленной согласно уровню техники. Эта первая средняя кривая C-N окружена двумя тонкими пунктирными кривыми 16 и 14. Эти кривые 16 и 14 расположены соответственно на расстоянии +3σ1 и -3σ1 от первой кривой 15, где σ1 - стандартное отклонение распределения экспериментальных точек, полученных в этих испытаниях на усталость, и ±3σ1 соответствует статистически доверительному интервалу 99,7%. Таким образом, расстояние между этими двумя пунктирными кривыми 14 и 16 - мера разброса результатов. Кривая 14 является лимитирующим фактором для расчета размеров детали.
На фиг. 1 вторая кривая 25 (жирная линия) представляет собой (схематически) среднюю кривую, полученную, исходя из результатов испытаний на усталость, проведенных на стали, полученной согласно изобретению под нагрузкой согласно фиг. 2. Эта вторая средняя кривая C-N окружена двумя жирными пунктирными кривыми 26 и 24, расположенными соответственно на расстоянии +3σ2 и -3σ2 от второй кривой 25, где σ2 - стандартное отклонение распределения экспериментальных точек, полученных в этих испытаниях на усталость. Кривая 24 является лимитирующим фактором для расчета размеров детали.
Отметим, что вторая кривая 25 расположена выше первой кривой 15, что означает, что при усталостной нагрузке на уровне напряжения Cmax образцы из стали, полученной согласно изобретению, разрушаются в среднем за более высокое число N циклов, чем образцы из стали согласно уровню техники.
Кроме того, расстояния между двумя жирными пунктирными кривыми 26 и 24 меньше, чем расстояние между двумя тонкими пунктирными кривыми 16 и 14, что означает, что разброс значений усталостной прочности у стали, полученной согласно изобретению, меньше, чем у стали согласно уровню техники.
Так, для данного напряжения кривая 14, относящаяся к стали, полученной согласно уровню техники, дает меньшие значения срока службы детали, чем кривая 24, относящаяся к стали, изготовленной согласно изобретению.
Фиг. 1 показывает экспериментальные результаты, сведенные ниже в табл. 1 и 2.
Табл. 1 приводит результаты для нагрузки при малоцикловой усталости согласно фиг. 2 с нулевым напряжением Cmin, при разных температурах: 20°C, 200°C и 400°C. Малоцикловая усталость означает, что частота нагрузки составляет порядка 1 Гц (при этом частота определена как число периодов T в секунду).
Отметим, что для данного числа циклов N среднее значение усталостного напряжения, необходимое для разрушения стали согласно изобретению, выше среднего числа M циклов усталостного напряжения (принятого за 100%), необходимого для разрушения стали согласно уровню техники. Разброс (=6σ) результатов при этом числе N циклов для стали согласно изобретению ниже разброса результатов для стали согласно уровню техники (разбросы выражены в процентах от среднего значения M).
Таблица 1
Условия испытания на малоцикловую усталость Сталь согласно уровню техники Сталь, полученная согласно изобретению
N Температура С Разброс С Разброс
105 20°C 100% М 40% М 125% М 20% М
105 200°C 100% М 30% М 137% М 15% М
3·104 400°C 100% М 40% М 112% М 15% М
В табл. 2 приведены результаты для нагрузки при вибрационной усталости, то есть на частоте около 80 Гц, при 200°C. Нагрузка идентична показанной на фиг. 2 с ненулевым минимальном напряжением Cmin (доля от максимального напряжения Cmax).
Отметим, что для данного числа циклов N среднее значение усталостного напряжения, требующееся для разрушения стали согласно изобретению, выше среднего значения M усталостного напряжения, необходимого для разрушения стали согласно уровню техники. Разброс результатов при этом числе N циклов для стали согласно изобретению ниже разброса результатов для стали согласно уровню техники.
Отметим, что минимальное значение Cmin мало влияет на результаты.
Таблица 2
Условия испытания на вибрационную усталость Сталь согласно уровню техники Сталь, полученная согласно изобретению
N Температура Cmin С Разброс С Разброс
4·106 200°C Cmax/20 100%=M 30% M 120% M 12% M
4·106 200°C Cmax/2 100%=M 30% M 126% M 14% M
Таким образом, результаты этих экспериментов показывают, что именно вторичные включения AlN в стали согласно уровню техники, образованные во время последнего прохода горячего формования при температуре выше температуры растворимости в твердом состоянии этих включений в стали, ответственны за низкие значения усталостной долговечности этой стали.
Наблюдения посредством сканирующего электронного микроскопа SEM, проведенные авторами изобретения на множестве образцов из стали согласно уровню техники и согласно изобретению, подтверждают эти выводы.
Фиг. 3 показывает полученный на сканирующем электронном микроскопе фрактографический снимок поверхности трещины образца из стали согласно уровню техники. На нем можно различить вторичное включение. Это включение имеет форму пластинки, размеры которой, указанные на фигуре, составляют 17 мкм и 22 мкм при толщине 0,4 мкм. Эти вторичные включения присутствуют в существенных количествах в сталях, отвечающих уровню техники, и практически отсутствуют в сталях по изобретению.
Фиг. 4 показывает полученный на сканирующем электронном микроскопе фрактографический снимок поверхности трещины образца из стали согласно изобретению. На нем можно различить первичное включение. Это включение имеет почти трехмерную форму, и его размеры, указанные на фигуре, имеют одинаковый порядок величин: 13 мкм × 8 мкм × 3 мкм.
Выгодно, чтобы не только температура последней операции горячего формования была ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в стали, но, кроме того, чтобы температура горячего формования на каждой операции горячего формования, предшествующей последней операции горячего формования, была ниже этой температуры растворимости в твердом состоянии.
Таким образом, в продолжение всего способа получения стали почти не образуется вредных вторичных включений.
Например, содержание Al в стали составляет от 0,5% до 2%.
Например, содержание C в стали ниже 0,4%, содержание Cr составляет от 0,5% до 7%, содержание Ni составляет от 6% до 18%, содержание Co составляет от 4% до 18%.
Из мартенситной стали согласно изобретению можно изготавливать детали. Например, такая деталь является трансмиссионным валом двигателя, в частности, авиационного двигателя.

Claims (8)

1. Способ получения мартенситной стали, обладающей способностью упрочняться в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов, и содержащей Al от 0,4 до 3 мас.%, включающий горячее формование и при необходимости термообработку, отличающийся тем, что температуру горячего формования при последней операции горячего формования удерживают ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в указанной стали, причем температура горячего формования на каждой операции горячего формования, предшествующей последней операции горячего формования, ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в указанной стали, при этом при возможных последующих термообработках после последней операции горячего формования термообработку проводят при температуре ниже температуры растворимости в твердом состоянии нитридов алюминия в указанной стали.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что сталь содержит Al от 0,5 до 2 мас.%.
3. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%: C менее 0,4, Cr от 0,5 до 7, Ni от 6 до 18, Co от 4 до 18.
4. Мартенситная сталь, обладающая способностью упрочняться в результате выделения интерметаллических соединений и карбидов, и содержащая Al от 0,4 до 3 мас.%, отличающаяся тем, что на единицу поверхности указанной стали число включений нитридов алюминия, форма которых такова, что наименьший размер указанного включения составляет самое большее одну двадцатую от наибольшего размера указанного включения, причем этот наибольший размер выше 10 мкм, статистически ниже 10-12 на мм2.
5. Мартенситная сталь по п.4, отличающаяся тем, что сталь содержит Al от 0,5 до 2 мас.%.
6. Мартенситная сталь по п. 4 или 5, отличающаяся тем, что сталь содержит, мас.%: C менее 0,4, Cr от 0,5 до 7, Ni от 6 до 18, Co от 4 до 18.
7. Деталь, изготовленная из мартенситной стали, отличающаяся тем, что она изготовлена из стали по любому из пп. 4-6.
8. Трансмиссионный вал для двигателя самолета, изготовленный из мартенситной стали, отличающийся тем, что он изготовлен из мартенситной стали по любому из пп. 4-6.
RU2012103663/02A 2009-07-03 2010-07-02 Способ получения мартенситной стали со смешанным упрочнением RU2566688C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0954576A FR2947566B1 (fr) 2009-07-03 2009-07-03 Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR0954576 2009-07-03
PCT/FR2010/051400 WO2011001124A1 (fr) 2009-07-03 2010-07-02 Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2012103663A RU2012103663A (ru) 2013-08-10
RU2566688C2 true RU2566688C2 (ru) 2015-10-27

Family

ID=41719191

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2012103663/02A RU2566688C2 (ru) 2009-07-03 2010-07-02 Способ получения мартенситной стали со смешанным упрочнением

Country Status (12)

Country Link
US (2) US8702879B2 (ru)
EP (1) EP2449137B1 (ru)
JP (3) JP2012531524A (ru)
CN (1) CN102471815B (ru)
BR (1) BR112012000126B8 (ru)
CA (1) CA2766779C (ru)
ES (1) ES2720183T3 (ru)
FR (1) FR2947566B1 (ru)
PT (1) PT2449137T (ru)
RU (1) RU2566688C2 (ru)
SI (1) SI2449137T1 (ru)
WO (1) WO2011001124A1 (ru)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2947566B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-16 Snecma Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR2951198B1 (fr) 2009-10-12 2013-05-10 Snecma Traitements thermiques d'aciers martensitiques inoxydables apres refusion sous laitier
FR2951196B1 (fr) 2009-10-12 2011-11-25 Snecma Degazage d'aciers martensitiques inoxydables avant refusion sous laitier
FR2951197B1 (fr) 2009-10-12 2011-11-25 Snecma Homogeneisation d'aciers martensitiques inoxydables apres refusion sous laitier
US10157687B2 (en) 2012-12-28 2018-12-18 Terrapower, Llc Iron-based composition for fuel element
DE102016107152B4 (de) 2016-04-18 2017-11-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Bauteil aus pressformgehärtetem, auf Basis von Aluminium beschichtetem Stahlblech und Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils und dessen Verwendung

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2219276C1 (ru) * 2002-11-28 2003-12-20 Федеральное государственное унитарное предприятие Производственное объединение "Электрохимический завод" Мартенситностареющая сталь и изделие, выполненное из нее
WO2006114499A2 (fr) * 2005-04-27 2006-11-02 Aubert & Duval Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
FR2885141A1 (fr) * 2005-04-27 2006-11-03 Aubert & Duval Soc Par Actions Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
RU2321670C2 (ru) * 2003-02-07 2008-04-10 ЭДВАНСТ СТИЛ ТЕКНОЛОДЖИ ЭлЭлСи Мелкозернистая, мартенситная нержавеющая сталь и способ ее производства

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU505774B2 (en) 1977-09-09 1979-11-29 Nippon Steel Corporation A method for treating continuously cast steel slabs
JPS5913026A (ja) * 1982-07-09 1984-01-23 Nippon Steel Corp 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法
JPH02310339A (ja) * 1989-05-24 1990-12-26 Kawasaki Steel Corp 強度、バネ特性及び成形性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
US5393488A (en) * 1993-08-06 1995-02-28 General Electric Company High strength, high fatigue structural steel
JP2002161342A (ja) 2000-11-24 2002-06-04 Daido Steel Co Ltd 強度、耐疲労性及び耐食性に優れた構造用鋼
JP2002285290A (ja) 2001-03-27 2002-10-03 Daido Steel Co Ltd 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法
JP2005163126A (ja) * 2003-12-03 2005-06-23 Daido Steel Co Ltd 時効硬化型ステンレス鋼またはマルエージング鋼の部品とその製造方法
US7887648B2 (en) * 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
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
WO2009007562A1 (fr) * 2007-07-10 2009-01-15 Aubert & Duval Acier martensitique durci à teneur faible ou nulle en cobalt, procédé de fabrication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue
JP5311202B2 (ja) * 2007-11-15 2013-10-09 日立金属株式会社 時効硬化型ステンレス鋼の製造方法
FR2933990B1 (fr) * 2008-07-15 2010-08-13 Aubert & Duval Sa Acier martensitique durci a teneur faible en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
FR2947565B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-23 Snecma Traitement cryogenique d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR2947566B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-16 Snecma Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2219276C1 (ru) * 2002-11-28 2003-12-20 Федеральное государственное унитарное предприятие Производственное объединение "Электрохимический завод" Мартенситностареющая сталь и изделие, выполненное из нее
RU2321670C2 (ru) * 2003-02-07 2008-04-10 ЭДВАНСТ СТИЛ ТЕКНОЛОДЖИ ЭлЭлСи Мелкозернистая, мартенситная нержавеющая сталь и способ ее производства
WO2006114499A2 (fr) * 2005-04-27 2006-11-02 Aubert & Duval Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
FR2885141A1 (fr) * 2005-04-27 2006-11-03 Aubert & Duval Soc Par Actions Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
FR2885142B1 (fr) * 2005-04-27 2007-07-27 Aubert & Duval Soc Par Actions Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue

Also Published As

Publication number Publication date
PT2449137T (pt) 2019-05-16
WO2011001124A1 (fr) 2011-01-06
BR112012000126A2 (pt) 2016-03-15
CN102471815B (zh) 2015-04-01
RU2012103663A (ru) 2013-08-10
US9429183B2 (en) 2016-08-30
BR112012000126B1 (pt) 2021-11-16
BR112012000126B8 (pt) 2021-12-21
SI2449137T1 (sl) 2019-08-30
EP2449137A1 (fr) 2012-05-09
US8702879B2 (en) 2014-04-22
US20140213375A1 (en) 2014-07-31
CN102471815A (zh) 2012-05-23
JP2019081955A (ja) 2019-05-30
CA2766779A1 (fr) 2011-01-06
JP2016156090A (ja) 2016-09-01
ES2720183T3 (es) 2019-07-18
CA2766779C (fr) 2017-12-19
US20120132326A1 (en) 2012-05-31
JP6862403B2 (ja) 2021-04-21
EP2449137B1 (fr) 2019-01-23
FR2947566B1 (fr) 2011-12-16
FR2947566A1 (fr) 2011-01-07
JP2012531524A (ja) 2012-12-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2566688C2 (ru) Способ получения мартенситной стали со смешанным упрочнением
RU2557114C2 (ru) Стальной лист для применения в горячей штамповке, способ его получения и способ получения высокопрочной детали
Kaiser et al. VHCF-behavior of helical compression springs made of different materials
RU2733612C2 (ru) Сталь, продукт, произведенный из такой стали, и способ его изготовления
US20080264524A1 (en) High-Strength Steel and Metal Bolt Excellent In Character of Delayed Fracture
US20200377979A1 (en) Production of hic-resistant pressure vessel grade plates using a low-carbon composition
US10119186B2 (en) Maraging steel excellent in fatigue characteristics
JP4880336B2 (ja) セルフピアスリベットおよびその製造方法
JP2008031490A (ja) 無方向性電磁鋼板
Kumar et al. Microstructure and properties of thermomechanically treated and bake hardened AISI 4340 steel
Al-Qawabah et al. Effect of annealing temperature on the microstructure, microhardness, mechanical behavior and impact toughness of low carbon steel, grade 45
Dudziński et al. Fractographic analysis of selected boron steels subjected to impact testing
US11274354B2 (en) Steel material, crankshaft, and automobile component
Pawlak Microstructure and properties of vacuum melted high cobalt and cobalt-free maraging steels
TWI773346B (zh) 沃斯田鐵系不鏽鋼材及其製造方法、以及板彈簧
Ajiboye et al. Mechanical Characteristics of Heat-treated Medium Carbon Steel Quenched using Blending Different Types of Vegetable Oils
JP3110726B2 (ja) 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法
Bratasena et al. High-cycle fatigue strength of 22Cr-12Ni austenitic stainless steel at 77 K
Fujishiro et al. Effect of strain on occurrence of inverse fracture
Guo et al. Case Studies in Engineering Failure Analysis
AUSTEMPERED INTERNATIONAL JOURNAL OF MECHANICAL ENGINEERING AND TECHNOLOGY (IJMET)
Nikulin et al. Effect of volume–surface quenching on the impact toughness of 20GL steel intended for cast freight bogie solebars
Sabih et al. The Workability Criteria for Adiabatic Shear Band Phenomena in the Dual‐Phase Steel Cold Heading Process
Huang et al. Effects of nitrogen and high-temperature aging on uniform corrosion of duplex stainless steel
Cadenas et al. Effect of the residual fatigue damage on the static and toughness properties

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner