UA123886C2 - Спосіб одержання сталевої деталі та відповідна сталева деталь - Google Patents

Спосіб одержання сталевої деталі та відповідна сталева деталь Download PDF

Info

Publication number
UA123886C2
UA123886C2 UAA201911293A UAA201911293A UA123886C2 UA 123886 C2 UA123886 C2 UA 123886C2 UA A201911293 A UAA201911293 A UA A201911293A UA A201911293 A UAA201911293 A UA A201911293A UA 123886 C2 UA123886 C2 UA 123886C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
hot
steel part
steel
rolled
cooling
Prior art date
Application number
UAA201911293A
Other languages
English (en)
Inventor
Бернар Ресяк
Original Assignee
Арселорміттал
Арселормиттал
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 Арселорміттал, Арселормиттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA123886C2 publication Critical patent/UA123886C2/uk

Links

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/08—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by burnishing or the like
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys

Landscapes

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

Abstract

Спосіб включає виливання сталі, яка має склад, який містить, мас. %: 0,10:СС0,35,  0,8 SiS2,0, 1,8,Μnn2,5, ΡΡ0,1, 00SS0,4, 0,Αll1,0, ΝΝ0,015, 0,MoM0,4, 0,020NbN0,08, 0,020ТіТ0,05, 0,001,ВВ0,005, 0,5,Сrr1,8, 0,VV0,5, 00NiN0,5, для одержання напівпродукту; гарячу прокатку напівпродукту при початковій температурі гарячої прокатки, вище ніж 1000 °C; і охолодження продукту повітрям до кімнатної температури, щоб одержати гарячекатану сталеву деталь, яка має мікроструктуру, яка складається з 70-90 % бейніту, від 5 до 25 % сполук М/А і щонайбільше 25 % мартенситу, причому бейніт і сполуки М/А, містять стільки залишкового аустеніту, що сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі знаходиться між 5 і 25 %, при цьому вміст вуглецю в залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 %.

Description

продукту повітрям до кімнатної температури, щоб одержати гарячекатану сталеву деталь, яка має мікроструктуру, яка складається з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 95 сполук М/А і щонайбільше 25965 мартенситу, причому бейніт і сполуки М/А, містять стільки залишкового аустеніту, що сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі знаходиться між 5 і 25 95, при цьому вміст вуглецю в залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 95.
Галузь техніки, до якої належить винахід
Спосіб одержання сталевої деталі і деформованої сталевої деталі, яка має відмінні механічні властивості, а також відповідна сталева деталь і деформована сталева деталь.
Рівень техніки
В останні роки у багатьох промислових галузях з'явилася зростаюча потреба в одержанні деталей, виконаних із сталі, які забезпечують хороший компроміс між механічною міцністю і масою.
Зокрема, такі деталі можуть бути використані в автомобільній промисловості, наприклад, для загальної паливної магістралі в системах вприскування палива дизельних двигунів або для інших високоміцних автомобільних деталей великого діаметра з покращеною втомною міцністю.
З цією метою були розроблені сталі, в яких спостерігається так званий ефект пластичності, зумовленої перетворенням (ТКІР), коли вони піддаються деформації. Більш конкретно, в процесі деформації, залишковий аустеніт, який міститься в цих сталях, перетворюється на мартенсит, що уможливлює збільшення ступеню подовження і забезпечення відмінної комбінації міцності і пластичності цих сталей.
Наприклад, в документі ЕР 2 365 103 описана сталь, яка здатна піддаватися такому ефекту
ТЕР. Однак сталь, розкрита в документі ЕР 2 365 103, не є цілюом задовільною.
Звичайно, для одержання бажані механічні характеристики, необхідно піддавати деталі, одержані шляхом гарячої прокатки, спеціальній термічній обробці, званої аустемперинг (відпускання аустеніту), при якій сталеві деталі необхідно витримувати при заданій температурі витримування, яка знаходиться в діапазоні між 300 "С їі 450 "С протягом часу між 100 ї 2000 с, але переважно становить 1000 с. Необхідність проведення обробки відпускання аустеніту збільшує витрати і обсяг робіт при виробництві деталей. Зокрема, операцію відпускання аустеніту зазвичай проводять з використанням сольової ванни, яка, очевидно, створює проблему безпеки для навколишнього середовища.
Короткий виклад винаходу
Метою цього винаходу є розробка високоміцного сорту сталі, яка володіє відмінними механічними властивостями при зниженні вартості виробництва і обсягу робіт, і більш конкретно, типу сталі, який має границю плинності більшу або рівну 750 МПа, границю міцності
Зо на розтяг більшу або рівну 1000 МПа і рівномірне подовження більше або рівне 10 95, з одержанням однорідної мікроструктури без сегрегації, і хорошу ударну в'язкість.
З цією метою, у винаході розроблений спосіб одержання сталевої деталі, який включає наступні послідовні стадії: - відливання сталі для одержання напівпродукту, причому зазначена сталь має склад, який містить у 95 за масою:
ОО х 0,35, 0,8 х 5іх 2,0, 1,8 5 Мп х 2,5
Ра,
О0«к5х0,4,
Ох АЇх1,0,
М «х 0,015, «Мо х 0,4, 0,02 х МО х 0,08, 0,02 х Ті х 0,05, 0,001: В х 0,005, 0,5 х Сг х 1,8,
О«кМх0,5,
О«Міхо0,5,
Інше - Еє і неминучі домішки, які виникають при плавленні. - гарячу прокатку напівпродукту при початковій температурі гарячої прокатки вище, ніж 1000 "С, і охолодження одержаного таким чином продукту, шляхом охолодження повітрям до кімнатній температури для одержання гарячекатаної сталевої деталі, причому зазначена гарячекатана сталева деталь, після охолодження повітрям до кімнатної температури, має мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 95 М/А сполук і щонайбільше 25 95 мартенситу, при цьому бейніт і сполуки М/А містять залишковий аустеніт так, що сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі становить між 5 і 25 95, а вміст вуглецю в залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 95 (мабс.).
Спосіб одержання сталевої деталі додатково може включати один або кілька таких ознак, 60 взятих окремо або відповідно у будь-якій технічно можливій комбінації:
- спосіб додатково включає стадію повторного нагрівання напівпродукту до температури, яка знаходиться між 1000 "С ї 1250 "С, до гарячої прокатки, причому гарячу прокатку проводять на повторно нагрітому напівпродукті; - сталь містить між 0,9 і 2,0 95 (мас.) кремнію, більш конкретно між 1,0 і 2,0 95 (мас.) кремнію, ще більш конкретно між 1,1 і 2,0 95 (мас.) кремнію, і ще більш конкретно між 1,2 і 2,0 95 (мас.) кремнію; - сталь містить між 1,8 і 2,2 95 (мас.) марганцю; - сталь містить між 0 і 0,030 95 (мас.) алюмінію; - сталь містить між 0,05 і 0,2 95 (мас.) молібдену; - вміст титану і азоту є таким, що Ті 2 3,5хХМ; - сталь містить між 0,5 і 1,5 95 (мас.) хрому; - після гарячої прокатки гарячекатана сталева деталь охолоджується до кімнатної температури, причому охолодження переважно здійснюється повітряним охолодженням, зокрема шляхом охолодження навколишнім повітрям або шляхом охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі; - після охолодження до кімнатної температури, гарячекатана сталева деталь піддається холодній штамповці, зокрема в пресі холодного штампування, з утворенням гарячекатаної і деформованої сталевої деталі; - спосіб додатково включає, після стадії гарячої прокатки, стадію нагрівання зазначеної гарячекатаної сталевої деталі до температури термічної обробки більшої або рівної температурі
Асз для сталі протягом часу, який знаходиться між 10 і 120 хвилинами, з подальшим охолодженням від зазначеної температури термічної обробки до кімнатної температури для одержання гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі; - зазначене охолодження являє собою повітряне охолодження, зокрема охолодження навколишнім повітрям або охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі; - між стадією нагрівання гарячекатаної сталевої деталі до температури термічної обробки і охолодження до кімнатної температури, гарячекатана сталева деталь піддається гарячому штампуванню, зокрема в пресі гарячого штампування, причому гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь є гарячекатаною, термічно обробленою і деформованою сталевою деталлю; - після охолодження від температури термічної обробки до кімнатної температури, гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь піддається холодному штампуванню, особливо у пресі холодного штампування для одержання гарячекатаної, термічно обробленої і деформованої сталевої деталі.
Крім того, винахід відноситься до гарячекатаної сталевої деталі, яка має склад, що містить у 95 за масою:
ОО х 0,35, 0,8 х 5іх 2,0, 1,8 5 Мп «2,5,
Ра,
Ох5:04,
Ох АЇ1,0,
М «х 0,015, «Мо х 0,4, 0,02 х Мо х 0,08, 0,02 х Ті х 0,05, 0,001 х В х 0,005, 0,5 х Сг х 1,8,
О«Мх0,5,
О-Міх0,5,
Інше - Ее їі неминучі домішки, які виникають при плавленні, причому гарячекатана сталева деталь має мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 95
М/А сполук і саме більше 2595 мартенситу, при цьому бейніт і М/А сполуки, які містять залишковий аустеніт так, що сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі становить між 5 і 25 9о, а вміст вуглецю у залишковому аустеніте знаходиться між 0,8 і 1,5 95 (маб.).
Крім того, гарячекатана сталева деталь може включати одну або кілька таких ознак, взятих окремо або відповідно у будь-якій технічно можливій комбінації: - зазначена гарячекатана сталева деталь має границю плинності (у5) більшу або рівну 750
Мпа, границю міцності на розтяг (Т5) більшу або рівну 1000 Мпа і відносне подовження (ЕЇ) 60 більше або рівне 10 9;
- гарячекатана сталева деталь являє собою цілісний пруток, який має діаметр, що знаходиться між 25 і 100 мм; - гарячекатана сталева деталь являє собою дріт, який має діаметр, що знаходиться між 5 і 35 мм.
Тепер винахід буде описано більш докладно у подальшому описі.
Детальний опис винаходу
Спосіб одержання сталевої деталі відповідно до винаходу включає в себе стадію відливання сталі для одержання напівпродукту, причому зазначена сталь має склад, який містить у 9о за масою:
ОО кс х 0,35, і більш конкретно 0,15: С х 0,30, 0,8 х Бі х 2,0, і переважно 1,2 х Бі х 1,5, 1,8 х Мп «х 2,5 і переважно 1,8 х Мп х 2,2,
Ра,
Ох 5 х 0,4, більш конкретной х 5:0,01,
О х А х 1, і переважно 0 «х А х 0,030,
М «х 0,015,
Ох Мо х 0,4, і переважно 0,05 х Мо «х 0,2, 0,02 «х МЬ х 0,08, і особливо переважно 0,04 х Мр х 0,06, 0,02 х Ті х 0,05, 0,001: В х 0,005, 0,5 х Ст х 1,8, більш конкретно 0,5 х Сг х 1,5, і переважно 0,65 х Сг «1,2,
ОМ х0,5,
О-Міх0,5,
Інше - Еє і неминучі домішки, які виникають при плавленні.
У цьому сплаві вуглець є легуючим елементом, основний ефект якого полягає в контролі і регулюванні необхідної мікроструктури і характеристик сталі. Вуглець стабілізує аустеніт і в такий спосіб забезпечує його збереження навіть при кімнатній температурі. Крім того, вуглець забезпечує досягнення хорошої механічної міцності у поєднанні з хорошою пластичністю і ударною в'язкістю.
Зо Вміст вуглецю нижче 0,10 95 (мас.) призводить до утворення недостатньої стабільності залишкового аустеніту, а також до ризику появи проевтектоїдного фериту. Це може призвести до незадовільних механічних характеристик. При вмісті вуглецю вище 0,35 95, пластичність і ударна в'язкість сталі погіршується за рахунок появи осьової ліквації. Більш того, при вмісті вуглецю вище 0,35 95 (мас.) знижується зварюваність сталі. Тому вміст вуглецю знаходиться між 0,10 і 0,35 Фо (мабс.).
Переважно вміст вуглецю знаходиться між 0,15 і 0,30 95 (мабс.).
Вміст кремнію знаходиться між 0,8 і 2,0 95 (мас.). Кремній (5і), будучи елементом, який не розчиняється в цементите, запобігає або щонайменше затримує осадження карбіду, особливо під час утворення бейніту, і забезпечує дифузію вуглецю у залишковий аустеніт, і в такий спосіб, сприяє стабілізації залишкового аустеніту. Крім того, 5і підвищує міцність сталі шляхом зміцнення при утворенні твердого розчину. При вмісті кремнію нижче 0,8 95 (мас.) ці ефекти виражені недостатньо. Вміст кремнію вище 2,0 956 (мас.) може надавати негативний вплив на ударну в'язкість за рахунок утворення великих частинок оксиду. Більш того, вміст Зі вище, ніж 2,0 Фо (мас.) може призвести до погіршення якості поверхні сталі.
Переважно вміст 5і знаходиться між 0,9 і 2,0 95 (мас.), більш конкретно між 1,0 і 2,0 95 (мас.), ще більш конкретно між 1,1 і 2,0 95 (мас.), і ще більш конкретно між 1,2 і 2,0 95 (мас.), для покращення стабілізації аустеніту.
В іншому варіанті здійснення, вміст 5і знаходиться між 0,9 і 1,5 95 (мас.), більш конкретно між 1,0 і 1,5 95 (мас.), ще більш конкретно між 1,1 і 1,5 95 (мас.), ії ще більш конкретно між 1,2 і 1,5 95 (маб.).
Вміст марганцю знаходиться між 1,8 і 2,5 95 (мас.), і переважно між 1,8 і 2,2 95 (маб.).
Марганець відіграє важливу роль для контролю мікроструктури і стабілізації аустеніту. Як гаммагенічний елемент, Мп знижує температуру перетворення аустеніту, підвищує імовірність вуглецевого збагачення за рахунок збільшення розчинності вуглецю в аустеніте і розширює діапазон застосовуваних швидкостей охолодження, оскільки затримує утворення перліту.
Додатково Мп збільшує міцність матеріалу шляхом зміцнення при утворенні твердого розчину.
При вмісті Мп менше 1,895 (мас.), ці ефекти виражені недостатньо. Вище 2,5 965 (мабс.), відбувається перебільшена сегрегація марганцю, що може призводити до утворення смугастої мікроструктури, і погіршувати механічні властивості сталі. Крім того, при вмісті вище 2,5 90 бо (мас.), Мп може надмірно стабілізувати залишковий аустеніт.
Автори цього винаходу вважають, що причиною, за якою характеристика ТКЇІР і інші вищезгадані механічні властивості можуть бути одержані безпосередньо на гарячекатаній деталі, яка була безперервно охолоджена до кімнатної температури шляхом охолодження повітрям без необхідності проведення проміжної стадії ізотермічного перетворення, такої як-от обробка відпусканням аустеніту, є специфічний вміст марганцю у сталі згідно винаходу. Дійсно, вибір вмісту марганцю в діапазоні між 1,8 (мас.) і 2,595 (мас.) забезпечує оптимальну стабілізацію аустеніту в сталі. Конкретно, автори цього винаходу виявили, що при швидкості охолодження більшої або рівної 0,2 "С/с можна уникнути утворення перліту або фериту, які можуть несприятливо вплинути на механічні характеристики сталевих деталей, коли вміст марганцю більше або рівний 1,8 95 (мас.). Більш того, вміст марганцю більший або рівний 1,8 95 (мас.) дає внесок у стабілізацію аустеніту в ході безперервного охолодження, без необхідності витримування сталі при температурі в діапазоні бейніту під час охолодження. При вмісті марганцю більше, ніж 2,5 95, автори цього винаходу спостерігали появу смуг сегрегації, що несприятливо для інших властивостей сталі, таких як-от пластичність або ударна в'язкість.
Вміст молібдену знаходиться між 0 95 (відповідає слідовій кількості цього елемента) і 0,4 95 (мас.). При наявності молібдену покращується здатність до загартовування сталі, і крім того, молібден сприяє утворенню нижнього бейніту шляхом зниження температури, при якій з'являється ця структура, причому нижній бейніт призводить до хорошої ударної в'язкості сталі.
Однак при вмісті більше, ніж 0,4 95 (мас.), Мо може надавати негативний вплив на зазначену ударну в'язкість, особливо в зоні термічного впливу під час зварювання. Більш того, додавання більше 0,4 95 Мо призводить до зайвих витрат.
Переважно вміст Мо знаходиться між 0,05 і 0,2 95 (мас.).
Вміст хрому знаходиться між 0,5 і 1,8 95 (мас.), переважно між 0,5 і 1,5 95 (мас.) і ще більш переважно між 0,65 і 1,295 (мас.). Хром ефективно стабілізує залишковий аустеніт, забезпечуючи його задану кількість. Крім того, хром використовується для зміцнення сталі.
Однак хром, головним чином, додають для підвищення твердості. Хром сприяє зростанню фаз перетворення при низькій температурі і забезпечує одержання заданої мікроструктури в широкому діапазоні швидкостей охолодження. При вмісті нижче 0,5 95 (мас.) ці ефекти виражені недостатньо. При вмісті вище 1,8 95 (мас.), хром сприяє утворенню надто великої частки
Зо мартенситу, що несприятливо для пластичності продукту. Більш того, при вмісті вище 1,8 9о (мас.), додавання хрому призводить до зайвих витрат.
Вміст ніобію в сталі знаходиться між 0,02 і 0,08 95 (мас.). Уповільнюючи дифузію вуглецю, ніобій збільшує кількість активного (або вільного) бору, шляхом обмеження або виключення утворення борокарбідів типу Ге23(СВ)б, які можуть зв'язувати бор і знижувати вміст вільного бору. Таким чином, комбінація ніобію і бору забезпечує значне зниження швидкості утворення зародків фериту, що призводить до утворення широкої області бейніту, забезпечуючи утворення бейніту в широкому діапазоні швидкостей охолодження. Нарешті, ніобій спричиняє ефект дисперсійного твердіння сталі шляхом утворення виділень, що містять азот і/або вуглець.
При вмісті нижче 0,02 95 (мас.), цей вплив ніобію виражений недостатньо. Допускається максимальний вміст ніобію 0,08 95 (мас.) для запобігання утворення занадто великих частинок виділень, які в подальшому могли б знизити ударну в'язкість сталі. Більш того, додавання ніобію до вмісту вище 0,0895 (мас.), призводить до підвищення імовірності появи дефектів розтріскування на поверхні заготовок і блюмів при безперервному розливанні. Ці дефекти, якщо їх не можна повністю усунути, можуть завдавати значної шкоди в частині стабільності характеристики готових деталей, особливо показника втомної міцності.
Переважний вміст ніобію знаходиться між 0,04 (мабс.) і 0,06 95 (мас.).
Вміст бору знаходиться між 0,001 і 0,005 95 (мас.). Бор спричиняє сегрегацію зерен аустеніту, і в такий спосіб, упловільнюючи утворення зародків фериту і підвищуючи здатність сталі до загартовування. При вмісті нижче 0,001 95 (мас.) вплив бору виражений недостатньо.
Однак вміст бору вище 0,005 95 (мас.) може призвести до утворення крихких борокарбідів заліза, як описано вище.
Азот вважається шкідливим компонентом. Він захоплює бор шляхом утворення нітридів бору, що знижує роль елемента (бору) в процесі загартування сталі. Тому вміст азоту становить максимум 0,015 95 (мас.). Тим не менш, додавання невеликої кількості азоту дає можливість, шляхом утворення зокрема нітридів ніобію (МЬМ) або карбонітридів ніобію (МЕОСМ) або нітридів алюмінію (АЇМ), запобігти надмірному укрупненню аустенітних зерен в ході термічних обробок, яким піддається сталь. Крім того, азот дає внесок у зміцнення сталі.
Вміст титану в сталі знаходиться між 0,02 і 0,05 95 (мас.). Дія титану полягає в запобіганні взаємодії бору з азотом, причому азот переважно взаємодіє з титаном, ніж з бором. Тому бо бажаний вміст титану перевищує 3,5"М, де М означає вміст азоту в сталі.
Вміст сірки знаходиться між 0 95 (відповідає слідовій кількості цього елемента) і 0,4 905, і більш конкретно між 0 і 0,01 95. У сталі цього винаходу вміст сірки необхідно підтримувати на мінімальному рівні. Дійсно, сірка має тенденцію знижувати ударну в'язкість і втомну міцність сталі. Проте, оскільки сірка покращує оброблюваність, її можна додавати до рівня 0,4 95, якщо потрібне значне покращення оброблюваності сталі. На рівні вище 0,4 95, вплив сірки на оброблюваність буде насичуватися.
Вміст фосфору знаходиться між 0 95 (відповідає слідовій кількості Р) ії 0,1 95. Навіть при вмісті нижче 0,195 фосфор уповільнює осадження карбіду заліза і в такий спосіб, сприяє збереженню залишкового аустеніту. Проте, за рахунок виділення на границях зерен, фосфор знижує їх когезію і знижує пластичність сталі Тому необхідно підтримувати мінімально можливий вміст фосфору.
Вміст алюмінію знаходиться між 0 95 (відповідає слідовій кількісті цього елемента) і 1,0 95 (мас.), переважно між 0 і 0,5 95 (мас.), і ще більш переважно між 0 і 0,03 95 (мас.).
В сталі винаходу алюміній є необов'язковим легуючим елементом, який застосовується, головним чином, як сильний розкислювач. Алюміній обмежує кількість кисню, розчиненого в рідкій сталі і покращує чистоту включень в деталях. Більш того, у вигляді нітридів, алюміній дає внесок в контроль укрупнення аустенітних зерен під час гарячої прокатки.
Крім того, алюміній, як і кремній, не розчиняється в цементиті і, таким чином, запобігає осадженню цементиту. Тому алюміній може стабілізувати залишковий аустеніт і, таким чином, збільшувати кількість утвореного залишкового аустеніту, навіть при додаванні у невеликій кількості, менше 1,0 95 (мас.) або навіть менше 0,5 95 (маб.).
З іншого боку, у кількості більше, ніж 1,0 95 (мас.), АЇ може спричиняти укрупнення включень типу алюмінатів, що може погіршити ударну в'язкість сталі. Вміст алюмінію знаходиться, наприклад, між 0,003 95 (мас.) і 0,030 95 (мабс.).
Ванадій і нікель є необов'язковими легуючими елементами. Ванадій, подібно до ніобію, дає внесок у подрібнення зерен. Тому можна додавати до 0,5 95 (мас.) ванадію до складу сталі.
З іншого боку, нікель забезпечує підвищення міцності сталі і сприятливо впливає на її опір.
Тому можна додавати до 0,5 95 (мас.) нікелю до складу сталі.
Гарячекатана сталева деталь згідно винаходу має мікроструктуру, яка складається, у
Зо частках поверхні, з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 95 сполук М/А і щонайбільше 25 95 мартенситу.
Бейніт і сполуки М/А містять стільки залишкового аустеніту, що сумарний вміст залишкового аустеніту знаходиться між 5 і 25 95. Весь залишковий аустеніт сталі міститься у бейніті або у з'єднаннях М/А.
Більш конкретно, з'єднання М/А складаються із залишкового аустеніту на периферії частинок з'єднань М/А, причому аустеніт частково перетворюється на мартенсит в центрі частинок з'єднань М/А.
Залишковий аустеніт міститься у бейніте між пластинками бейнітного фериту у вигляді острівців і плівок аустеніту, і у сполуках М/А.
Щонайменше 5 95 залишкового аустеніту міститься у сполуках М/А. Наявність сполук М/А в мікроструктурі є вигідним у зв'язку з ефектом ТКІР в сталі. Дійсно, оскільки залишковий аустеніт, який міститься у сполуках М/А, буде перетворюватися на мартенсит при меншому ступені деформації, ніж залишковий аустеніт, який міститься у бейніте (острівці або плівки), наявність зазначених сполук призводить до більш безперервного перетворення на мартенсит під дією деформації, ніж у випадку, коли весь залишковий аустеніт знаходився б у вигляді залишкового аустеніту, який міститься у бейніте (острівці або плівки).
Вміст вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 95 (мас.). Вміст вуглецю, який знаходиться в зазначеному діапазоні, є особливо вигідним, оскільки це призводить до хорошої стабілізації залишкового аустеніту.
Більш конкретно, вміст вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться між 1,0 і 1,5 95 (мас.).
Це призводить до ще більшої стабілізації залишкового аустеніту.
Одержані в такий спосіб гарячекатані сталеві деталі мають границю плинності У5 більше або рівну 750 МПа, границя міцності на розтяг Т5 більшу або рівну 1000 Мпа і відносне подовження ЕЇ більше або рівне 10 95.
Спосіб одержання сталевої деталі включає в себе відливання напівпродукту, який має зазначений вище склад. Залежно від виду одержуваного сталевого продукту, напівпродукт може бути сутункою, злитком або блюмом.
Спосіб додатково включає стадію гарячої прокатки напівпродукту для одержання гарячекатаної деталі.
Залежно від виду одержуваної сталевої деталі, гарячекатаний продукт може бути дротом 60 або бруском.
Гарячу прокатку здійснюють при початковій температурі гарячої прокатки вище, ніж 1000 "С.
Наприклад, до гарячої прокатки, напівпродукт повторно нагрівають до температури, яка знаходиться між 1000 "С і 1250 "С, і потім піддають гарячій прокатці.
Після гарячої прокатки, гарячекатану деталь охолоджують до кімнатної температури шляхом охолодження повітрям, і наприклад, шляхом охолодження навколишнім повітрям або шляхом охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі.
У разі повітряного охолодження гарячекатана деталь безперервно охолоджується від температури гарячої прокатки до кімнатної температури, без витримування при конкретній проміжній температурі. У цьому контексті проміжна температура являє собою температуру, яка знаходиться між температурою гарячої прокатки і кімнатною температурою, відрізняючись від температури гарячої прокатки і кімнатної температури.
У разі охолодження навколишнім повітрям продукт залишають охолоджуватися в навколишньому повітрі, без примусової конвекції.
Охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі можна здійснювати, наприклад, з використанням вентиляторів, робота яких регулюється залежно від бажаної швидкості охолодження.
Швидкість охолодження в центрі гарячекатаного продукту в ході охолодження повітрям від кінцевої температури гарячої прокатки до кімнатної температури переважно становить 0,2 "С/с або більше, і наприклад, дорівнює 5 "С/с або менше.
Спосіб одержання сталевої деталі згідно винаходу необов'язково може включати, після стадії гарячої прокатки, стадію проведення термічної обробки зазначеної гарячекатаної деталі для одержання гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі.
Стадія термічної обробки конкретно проводиться після охолодження, і особливо після охолодження повітрям гарячекатаної сталевої деталі до кімнатної температури.
Така термічна обробка конкретно може включати нагрівання зазначеної гарячекатаної сталевої деталі до температури термічної обробки, більшої або рівної температурі Асз сталі, протягом часу, що знаходиться від 10 хвилин до 120 хвилин для того, щоб наприкінці стадії нагрівання сталь мала повністю аустенітну мікроструктуру.
Більш конкретно, температура термічної обробки знаходиться між АСз--50 "С і 1250 76.
Зо Гарячекатану сталеву деталь переважно витримують при температурі термічної обробки протягом часу, який знаходиться між 30 хвилин і 90 хвилин.
Нагрівання може здійснюватися в інертній атмосфері, і наприклад, в атмосфері азоту.
Переважно, після стадії нагрівання слідує охолодження повітрям від зазначеної температури термічної обробки до кімнатної температури для одержання гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі.
Швидкість охолодження в центрі продукту в ході охолодження повітрям від температури термічної обробки до кімнатної температури переважно становить 0,2 С/с або більше, і наприклад, дорівнює 5 "С/с або менше.
У разі охолодження навколишнім повітрям деталь безперервно охолоджують від температури термічної обробки до кімнатної температури, без витримування при конкретній проміжній температурі У цьому контексті, проміжна температура знаходиться між температурою термічної обробки і кімнатною температурою, відрізняючись від температури термічної обробки і кімнатної температури.
Повітряне охолодження, зокрема, являє собою охолодження навколишнім повітрям або охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі.
Наприкінці зазначеної стадії термічної обробки одержують гарячекатану і термічно оброблену сталеву деталь.
Необов'язково, спосіб одержання сталевої деталі може включати стадію холодної прокатки.
Стадія холодної прокатки може бути здійснена безпосередньо після стадії гарячої прокатки, без проміжної термічної обробки. Якщо спосіб включає в себе стадію термічної обробки, то стадію холодної прокатки відповідно проводять після стадії термічної обробки.
Згідно з одним варіантом здійснення, гарячекатана сталева деталь і/або гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь, одержана зазначеним вище способом, являє собою дріт великого перерізу, який має діаметр, що знаходиться між 5 і 35 мм.
Згідно з іншим варіантом здійснення, гарячекатана сталева деталь і/або гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь, одержана зазначеним вище способом, являє собою суцільний пруток, що має діаметр, який знаходиться між 25 і 100 мм.
Діаметр цілісного прутка, наприклад, може бути рівний приблизно 30 мм або приблизно до 40 мм. Зокрема, діаметр гарячекатаної сталевої деталі дорівнює діаметру гарячекатаної і 60 термічно обробленої сталевої деталі.
Гарячекатана сталева деталь і гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь можуть мати різну довжину, причому довжина гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі менша, ніж довжина сталевої гарячекатаної деталі. Наприклад, гарячекатана сталева деталь може бути розрізана на більш дрібні частини до проведення термічної обробки.
Переважно, спосіб додатково включає стадію деформації деталі для одержання деформованої деталі. Зазначена стадія формування може бути стадією холодного штампування або гарячого штампування, і може бути здійснена на різних етапах процесу.
Наприклад, стадія формування являє собою стадію пресування.
Згідно з першим варіантом здійснення, стадія формування здійснюється після того, як гарячекатана сталева деталь охолоджується до кімнатної температури, і до будь-якої необов'язкової термічної обробки.
У першому варіанті здійснення, стадія формування являє собою стадію холодного штампування.
У цьому варіанті здійснення, деталь, одержана після стадії холодного штампування, являє собою гарячекатану і деформовану сталеву деталь.
В подальшому гарячекатана і деформована сталева деталь може піддаватися аустенізаційній термічній обробці, яка описана вище, для того щоб одержати гарячекатану, деформовану і термічно оброблену сталеву деталь. У випадку, коли здійснюється аустенізаційна термічна обробка, яка описана вище, мікроструктура гарячекатаної, деформованої і термічно обробленої сталевої деталі є такою самою, як мікроструктура гарячекатаної сталевої деталі або гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі. Дійсно, при термічній обробці відновлюється мікроструктура, яка була присутня до холодного штампування.
В якості альтернативи, гарячекатана і деформована сталева деталь може піддаватися термічній обробці, яка знімає напруження, призначеної для видалення залишкового напруження, яке виникає при холодній штамповці. Така термічна обробка, яка знімає напруження, може бути здійснена, наприклад, при температурі, яка знаходиться між 100 "С і 500 "С протягом часу, який знаходиться між 10 і 120 хв.
Згідно другого варіанту здійснення, стадія формування являє собою стадію холодного штампування, яка проводиться на гарячекатаній і термічно обробленій сталевій деталі, тобто, після проведення термічної обробки.
У цьому варіанті здійснення, після стадії холодного штампування одержують гарячекатану, термічно оброблену і деформовану сталеву деталь.
У цьому варіанті здійснення, після стадії холодного штампування необов'язково може слідувати стадія аустенізаційної термічної обробки, яка описана вище, наприклад, якщо бажано відновити вихідну мікроструктуру сталевої деталі до холодного штампування або стадія термічної обробки, яка знімає напруження, яка описана вище.
Згідно з третім варіантом здійснення, стадія формування проводиться під час термічної обробки, особливо після того, як гарячекатана сталева деталь нагріта до температури термічної обробки, і до охолодження до кімнатної температури.
У цьому третьому варіанті здійснення, стадія формування являє собою стадію гарячого штампування, переважно стадію гарячого пресування. Після охолодження до кімнатної температури одержують гарячекатану, термічно оброблену і деформовану сталеву деталь.
Гарячекатана, необов'язково термічно оброблена і деформована сталева деталь, являє собою, наприклад, акумуляторну паливну систему дизельного двигуна.
Необов'язково, спосіб може додатково включати стадії чистової обробки, і зокрема стадії механічної обробки або поверхневої обробки, здійснюваної після стадії формування. Стадії поверхневої обробки можуть, зокрема, включати в себе дробоструменеву обробку, обкатування роликами або нагартування.
Приклади
Мікроструктурний аналіз
Аналіз мікроструктури проводили на поперечному перерізі зразків. Більш конкретно, структури, які знаходяться у поперечному перерізі були охарактеризовані за допомогою світлової оптичної мікроскопії (СОМ) і сканувальної електронної мікроскопії (СЕМ).
Спостереження методом СОМ проводили після травлення 2 9о розчином Ма|!.
Для дослідження методом СЕМ зразки полірували колоїдним кремнеземом (після останньої стадії полірування). Травлення зі зниженою концентрацією розчину Міга! (концентрація 0,5-1 Фо) проводили з метою виявлення слабкої металографічного структури.
Мікроструктури сталі були охарактеризовані з використанням кольорового травлення з бо метою розпізнавання фаз мартенситу, бейніту і фериту із застосуванням реактиву для травлення ІГеРега (ГеРега 1980). Цей реактив являє собою суміш 195 водного розчину метабісульфіту натрію (1 г Магб2О5 у 100 мл дистильованої води) і 4 95 розчину пікринової кислоти (4 г сухої кислоти у 100 мл етанолу), які змішують у співвідношенні 1:11 безпосередньо перед застосуванням.
За допомогою реактиву для травлення ГІ еРега виявлені первинні фази і вторинні фази, як-от типу бейніту (верхній, нижній), мартенситу, острівці і плівки аустеніту або сполуки М/А. Після травлення реактивом І еРега, в світловому оптичному мікроскопі при збільшенні 100 разів, колір фериту виявляється блакитним, бейніту - від синього до коричневого (вищий бейніт синій, нижчий бейніт коричневий), мартенситу - від коричневого до блідо жовтого і сполуки М/А - білого кольору.
Кількість сполук М/А у відсотках, для даної площі зображення було виміряно з використанням адаптованого програмного забезпечення для обробки зображень, зокрема програми, що забезпечує кількісний аналіз зображень "Ітадеу з5оймаге ої ргосез55іпд апа ітаде апаїувзіз айожеа диапійуїпа".
Крім того, автори винаходу вимірювали сумарний вміст залишкового аустеніту методами сигмаметрії або рентгенівської дифракції. Ці методики добре відомі фахівцям в цій галузі техніки.
Механічні характеристики
Випробування на розтяг проводили з використанням зразка для випробувань типу ТКОЗ (діаметр 5 мм, довжина 75 мм). Кожна величина є середньою з двох вимірювань.
Розподіл твердості досліджували по поперечному перерізу зразків. Визначення твердості по
Вікксерсу проводили з навантаженням 30 кг протягом 15 секунд.
У наступних таблицях використані наведені нижче скорочення:
ИВ - верхній бейніт
ЇВ - нижній бейніт
М/А - з'єднання мартенсит/залишковий аустеніт
ВА - залишковий аустеніт.
Позначення Т5 (МПа) відноситься до границі міцності на розтяг, виміряній стандартним методом випробування на розтяг (А5ТМ) у поздовжньому напрямку відносно напрямку прокатки,
У5 (МПа) відноситься до границі плинності, виміряній стандартним методом випробування на розтяг (АБТМ) у поздовжньому напрямку відносно напрямку прокатки,
Ка (95) відноситься до відсотку зменшення площі, виміряної стандартним методом випробування на розтяг (АЗТМ) у поздовжньому напрямку відносно напрямку прокатки,
ЕІ! (965) відноситься до подовження, виміряному стандартним методом випробування на розтяг (АБТМ) у поздовжньому напрямку відносно напрямку прокатки.
Автори цього винаходу провели наступні експерименти, використовуючи литі заготовки, виконані зі зразків сталі, що мають склад, наведений нижче в Таблиці 1.
Таблиця 1 о Зо) | (У Чо Чо Чо Чо Чо Чо Чо Чо Чо Чо 1 Толво|т2|2гл1100081| 006 (0,06 10,04 /0,0025| 1,30 | 0,014 (0,01010,008|0,0301 Ге 2 |огоо|т12|2110008| 0,06 (0,06 10,04 /0,0025 | 1,40 | 0,013 10,00810,008|0,0191 Ге
Із | 025 |1,3|22| 0бо08 |010010,06 | 0,04 | 0,0025 | 1,45 | 0,013 |0,008|0,006|0,027| Ге
У наведеній вище таблиці 1 вміст компонентів зазначено в 95 (маб.).
Потім проводилася гаряча прокатка зазначених напівпродуктів при температурі вище 1000 "С для одержання брусків діаметром 40 мм, охолоджених природним шляхом. Одержані в такий спосіб бруски в подальшому називаються "після прокатки".
Потім деякі заготовки із зазначених брусків були піддані термічній обробці, яка полягає в аустенізації з подальшим охолодженням навколишнім повітрям до кімнатної температури.
Нижче наведені умови аустенізації: - температура: 120070 - час витримування (при температурі): 75 хвилин - інертна атмосфера: аргон.
Одержані в такий спосіб зразки в подальшому називаються "термічно обробленими".
Крім того, інші заготовки з гарячекатаних брусків ("після прокатки"), одержані вище, були піддані обробці "аустемперингом" (відпусканням аустеніту). Більш конкретно, спочатку зразки піддавали аустенізації, як описано вище, потім охолоджували повітрям і витримували у сольовій ванні при температурі, яка залежить від сорту сталі протягом заданого часу витримування, потім остаточно охолоджували повітрям до кімнатної температури для одержання зразків "аустемперингу".
Більш конкретно, використовувалися такі умови температури і часу витримування:
Сталь 1: 400 "С протягом 15 хвилин,
Сталь 2: 380 "С протягом 15 хвилин,
Сталь 3: 360 "С протягом 60 хвилин.
Для кожного з зазначених вище сортів сталі, для зразків "після прокатки", "термічно оброблених" і зразків "аустемперингу" аналізували мікроструктуру, вміст залишкового аустеніту, твердість, здатність до загартовування, механічні характеристики (границя плинності, границя міцності на розтяг, відносне подовження і зменшення площі, ударна в'язкість). Характеристики мікроструктури і механічні характеристики визначали, як описано вище.
У наступній Таблиці 2 узагальнені результати аналізу мікроструктури.
Таблиця 2
Вміст Середня |Вміст вуглецю у
Сорт | Термічний стан Мікроструктура залишкового |частка сполукі залишковому аустеніту (90) М/А (95) аустеніті (95)
Брусок після ИВ (85 95) 4 М/А (10- о о прокатки 15 90) я І.В (сліди) 122 те 12,9 З 112
Термічно о Й 1 оброблений | 8 (80 Кй й у (15 14,3 95 17,7 95 1,08 зразок Й
Зразок після |В (30 95) -- ОВ (50 Об) -- о о "аустемперингу» М/А (15-20 95 10,3 те 18,7 7 0,91
Брусок після ИВ (85 95) 4 М/А (10- о о прокатки 15 95) т трохи І.В («5 95 17 11,2 112
Термічно о о 2) оброблений |УВ(75 7) Ж М/А(2095)1 1349, 21,2 95 110
ТІВ (5 об) зразок
Зразок після |В (35 Фо) 4 І В (50 Об) -- о о "аустемперингу» М/А (10-15 95 ЗИ 14,5 76 1,09 . ИВ/ В (75 95) -- М (15 95)
Брусок після т М/А (за розрахунком 14,7 95 -10 96 1,23 прокатки -1 0 Зо
Термічно І В (75 ув) 4 М (15 Об)
З оброблений М/А (за розрахунком 14,6 95 -10 96 1,18 зразок -10 90) 4 ОВ (сліди . І В (80 У) 4 М (10 Ов) " Зразок після М/А (за розрахунком 10,5 95 -10 96 аустемперингу» -1 0 Зо
Для всіх сортів сталі в Таблиці 2 мікроструктура по всьому перерізу зразків "після прокатки", "термічно оброблених" і після "аустемперингу" була абсолютно однорідною.
Дослідження сканувальної електронної мікроскопії висунули на перший план сполуки М/А, присутні в матриці бейніту. Ці спостереженя при великому збільшенні показали, що сполуки М/А складаються із залишкового аустеніту і залишкового аустеніту, який частково перетворився на мартенсит. Більш того, залишковий аустеніт до деякої міри концентрується на периферії частинок цих сполук.
Морфологія і будова сполук М/А є однаковими для всіх сортів сталі.
У подальшій таблиці З узагальнені результати вимірювань механічних характеристик.
Таблиця З
Ва ЕЇ! Середня твердість по 1 2
З
З метою оцінки придатності до загартовування різних сортів сталі, було проведено визначення прогартованості за методом Джоміні з використанням наступних умов обробки: 5 "«- температура аустенізації: 1150 70 " час витримування: 50 хвилин.
У цьому випробуванні виявлені "плоскі" криві Джоміні для всіх випробуваних сортів сталі.
Тому всі випробувані вище сорти сталі володіють дуже хорошою здатністю до загартовування і пристосовані для виробництва деталей великого діаметра з високою міцністю і з однорідними механічними властивостями.
Крім того, результати вимірювань твердості демонструють, що твердість є практично однорідною по всьому поперечному перерізу зразків після прокатки. Це підтверджує однорідність структури по всьому поперечному перерізу і, таким чином, хорошу здатність до загартовування.
Крім того, випробування на розтяг, проведені авторами винаходу, для різних зразків, показали, що зразки піддаються перетворенню ТКІР (ефект пластичності, спричиненої перетворенням) під час деформації, оскільки майже весь аустеніт перетворюється на мартенсит в ході зазначеного випробування на розтяг.
Наведені вище результати підтверджують, що відмінні механічні характеристики і мікроструктури одержуються вже після гарячої прокатки з подальшим охолодженням навколишнім повітрям. Отже, відсутня необхідність проведення проміжної стадії ізотермічного перетворення, такої як-от обробка відпусканням аустеніту (аустемперинг).
Сталеві деталі відповідно до винаходу є особливо вигідними.
Дійсно, як підтверджують наведені вище результати, склад сталі згідно винаходу дозволяє одержувати деталі, які володіють відмінними механічними характеристиками, особливо стосовно границі плинності, відносного подовження, твердості і придатності до загартовування, безпосередньо після гарячої прокатки і охолодження повітрям, без необхідності проведення будь-якої проміжної специфічної додаткової термічної обробки, зокрема, відпускання аустеніту.
Тому можуть бути одержані зазначені хороші механічні характеристики і при зниженні
Зо собівартості виробництва і обсягу робіт порівняно з рівнем техніки для сталей, які мають аналогічні властивості.
Крім того, автори винаходу, підтвердили, що сталі згідно з цим винаходом піддаються бажаному перетворенню ТРІР під час деформації.
Звичайно, залежно від потреби, обробка "відпусканням аустеніту" (аустемперинг) може бути необов'язково проведена для продукту, наприклад, після холодної прокатки, однак така термічна обробка не є необхідною для одержання вигідних механічних характеристик.

Claims (18)

  1. ФОРМУЛА ВИНАХОДУ 40 1. Спосіб одержання сталевої деталі, який включає наступні послідовні стадії: - відливання сталі для одержання напівпродукту, причому зазначена сталь має склад, який містить, мас. 90: 0ло-С0,35, 0,ве5іс2,0, 45 1,8-Мписе2,5, РО, Ох50,4,
    ОхАЇс1,0, М-0,015, Оо- Мо, 4, 0,02-МЬ-0,08, 0,02-Тіс0,05, 0,001-8:0,005, Об с1,8, О-М0,5, О-Міс0,5, решта - Ее і неминучі домішки, які виникають при плавленні, - гаряча прокатка напівпродукту при початковій температурі гарячої прокатки вище 1000 "С і охолодження, одержаного в такий спосіб продукту, шляхом охолодження повітрям до кімнатної температури для одержання гарячекатаної сталевої деталі, причому швидкість охолодження в центрі гарячекатаного продукту під час охолодження повітрям від кінцевої температури гарячої прокатки до кімнатної температури більше або дорівнює 0,2 "С/с, причому зазначена гарячекатана сталева деталь має, після охолодження повітрям до кімнатної температури, мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 Фо сполук М/А і щонайбільше 25 95 мартенситу, при цьому бейніт і М/А сполуки, які містять стільки залишкового аустеніту, що сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі становить між 5 і 25 95, а вміст вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 мас. 905.
  2. 2. Спосіб одержання сталевої деталі за п. 1, який додатково включає стадію повторного нагрівання напівпродукту до температури, яка знаходиться між 1000 ії 1250 "С, до гарячої прокатки, причому гарячу прокатку проводять на повторно нагрітому напівпродукті.
  3. 3. Спосіб одержання сталевої деталі за п. 1 або 2, в якому сталь містить між 0,9 і 2,0 мас. 95 кремнію.
  4. 4. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-3, в якому сталь містить між 1,81 2,2 мас. 95 марганцю.
  5. 5. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-4, в якому сталь містить між О ї 0,030 мас. 95 алюмінію.
  6. 6. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-5, в якому сталь містить міжбО,05 і 0,2 мас. 956 молібдену.
  7. 7. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-6, в якому вміст титану і азоту є таким, що Ті23,5хХМ.
  8. 8. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-7, в якому сталь містить між 0,5 і 1,5 мас. до хрому.
  9. 9. Спосіб одержання сталевої деталі за будь-яким з пп. 1-8, в якому після гарячої прокатки гарячекатану сталеву деталь охолоджують до кімнатної температури, причому охолодження переважно проводять шляхом охолодження повітрям, зокрема шляхом охолодження навколишнім повітрям або охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі.
  10. 10. Спосіб одержання сталевої деталі за п. 9, в якому після охолодження до кімнатної температури гарячекатану сталеву деталь піддають холодному штампуванню, зокрема в пресі холодного штампування для одержання гарячекатаної і деформованої сталевої деталі.
  11. 11. Спосіб за будь-яким з пп. 1-10, який додатково включає, після стадії гарячої прокатки, стадію нагрівання зазначеної гарячекатаної сталевої деталі до температури термічної обробки, вище або рівної температурі Асз для сталі протягом часу, який знаходиться між 10 і 120 хвилинами, з наступним охолодженням, від зазначеної температури термічної обробки до кімнатної температури, для одержання гарячекатаної і термічно обробленої сталевої деталі.
  12. 12. Спосіб за п. 11, в якому зазначене охолодження являє собою охолодження повітрям, зокрема охолодження навколишнім повітрям або охолодження повітрям в регульованому імпульсному режимі.
  13. 13. Спосіб за п. 11 або 12, в якому між стадією нагрівання гарячекатаної сталевої деталі до температури термічної обробки і охолодження до кімнатної температури, гарячекатану сталеву деталь піддають гарячому штампуванню, зокрема в пресі гарячого штампування, причому гарячекатана і термічно оброблена сталева деталь являє собою гарячекатану, термічно оброблену деформовану сталеву деталь.
  14. 14. Спосіб за п. 11 або 12, в якому після охолодження від температури термічної обробки до кімнатної температури гарячекатану і термічно оброблену сталеву деталь піддають холодній штамповці, зокрема, в пресі холодного штампування, для одержання гарячекатаної, термічно обробленої і деформованої сталевої деталі. 60 15. Гарячекатана сталева деталь, яка має склад, який містить, мас. 90:
  15. 0ло-С0,35, 0,ве5іс2,0, 1,8-Мписе2,5, РО, ОхОк04, ОхАЇс1,0, М-0,015, 0-Моо0,4, 0,02-МЬ-0,08, 0,02-Тіс0,05, 0,001-8:0,005, Об с1,8, О-М0,5, О-Міс0,5, решта - Ее їі неминучі домішки, які виникають при плавленні, причому гарячекатана стальна деталь має мікроструктуру, яка складається у частках поверхні з 70-90 95 бейніту, від 5 до 25 95 М/А сполук і щонайбільше 25 95 мартенситу, при цьому бейніт і М/А сполуки містять залишковий аустеніт, причому сумарний вміст залишкового аустеніту в сталі становить між 5 і 25 95, а вміст вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться між 0,8 і 1,5 мас. 95.
  16. 16. Гарячекатана сталева деталь за п. 15, яка має границю плинності (5), більшу або рівну 750 МПа, границю міцності на розтяг (Т5), більшу або рівну 1000 Мпа і відносне подовження (ЕЇ), більше або рівне 10 95.
  17. 17. Гарячекатана сталева деталь за п. 15 або 16, яка являє собою цілісний пруток, який має діаметр, що знаходиться між 25 і 100 мм;
  18. 18. Гарячекатана сталева деталь за будь-яким з пп. 15-17, яка являє собою дріт, який має діаметр, що знаходиться між 5 і 35 мм. 0000 КомпютернаверсткаЛ.Бурлак.їд 00000000 ДП "Український інститут інтелектуальної власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601
UAA201911293A 2017-05-22 2018-05-22 Спосіб одержання сталевої деталі та відповідна сталева деталь UA123886C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/053004 WO2018215813A1 (en) 2017-05-22 2017-05-22 Method for producing a steel part and corresponding steel part
PCT/IB2018/053598 WO2018215923A1 (en) 2017-05-22 2018-05-22 Method for producing a steel part and corresponding steel part

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA123886C2 true UA123886C2 (uk) 2021-06-16

Family

ID=59021548

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201911293A UA123886C2 (uk) 2017-05-22 2018-05-22 Спосіб одержання сталевої деталі та відповідна сталева деталь

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20200385847A1 (uk)
EP (1) EP3631021B1 (uk)
JP (1) JP6916909B2 (uk)
KR (1) KR102335655B1 (uk)
CN (1) CN110662849B (uk)
CA (1) CA3063982C (uk)
ES (1) ES2869235T3 (uk)
HU (1) HUE054390T2 (uk)
PL (1) PL3631021T3 (uk)
RU (1) RU2725263C1 (uk)
UA (1) UA123886C2 (uk)
WO (2) WO2018215813A1 (uk)
ZA (1) ZA201907518B (uk)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CZ308108B6 (cs) * 2018-07-20 2020-01-08 Univerzita Pardubice Bainitická ocel se zvýšenou kontaktně-únavovou odolností
KR102274744B1 (ko) * 2020-02-07 2021-07-08 이래에이엠에스 주식회사 볼 스플라인 구조를 갖는 드라이브 샤프트용 관형 샤프트를 위한 열처리 방법 및 그에 의해 제조된 관형 샤프트
CN112342463B (zh) * 2020-10-12 2022-02-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用高Ti高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112267074B (zh) * 2020-10-12 2022-01-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112195412B (zh) * 2020-10-12 2021-12-24 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用Nb-V微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN112342462B (zh) * 2020-10-12 2022-02-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用Nb-Ti微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
CN113174529A (zh) * 2021-03-17 2021-07-27 河钢股份有限公司承德分公司 一种830MPa级精轧钢筋及其生产方法
EP4355920A1 (en) * 2021-06-16 2024-04-24 ArcelorMittal Method for producing a steel part and steel part
CN114058969B (zh) * 2021-11-16 2022-12-09 江苏徐工工程机械研究院有限公司 一种合金钢及其制备方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2661194B1 (fr) * 1990-04-20 1993-08-13 Coflexip Procede d'elaboration de fils d'acier destines a la fabrication de conduites flexibles, fils d'acier obtenus par ce procede et conduites flexibles renforcees par de tels fils.
JP2743116B2 (ja) * 1990-07-27 1998-04-22 愛知製鋼 株式会社 熱間鍛造用非調質鋼
JPH07278730A (ja) * 1994-04-05 1995-10-24 Nippon Steel Corp 延性および靭性の優れた引張強度が１０８０〜１４５０ＭＰａの電縫鋼管およびその製造方法
JP4349732B2 (ja) * 2000-09-20 2009-10-21 Ｊｆｅ条鋼株式会社 溶接性および加工性に優れたばね用線材および鋼線
KR100544752B1 (ko) * 2001-12-27 2006-01-24 주식회사 포스코 냉간성형성이 우수한 고탄소 볼트용강 선재의 제조방법
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
RU2291205C1 (ru) * 2005-06-27 2007-01-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства сортового проката
KR100851176B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도 이방성이 적은 라인파이프용열연강판과 그 제조방법
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
FR2931166B1 (fr) * 2008-05-15 2010-12-31 Arcelormittal Gandrange Acier pour forge a chaud a hautes caracteristiques mecaniques des pieces produites
JP5483859B2 (ja) 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5711955B2 (ja) * 2010-12-16 2015-05-07 臼井国際産業株式会社 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法
RU2493267C1 (ru) * 2012-06-29 2013-09-20 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства круглого сортового проката из автоматной стали
BR112015005216A2 (pt) * 2012-09-14 2022-07-26 Salzgitter Mannesmann Prec Gmbh Liga de aço para aço de alta resistência e baixa liga
US20140283960A1 (en) * 2013-03-22 2014-09-25 Caterpillar Inc. Air-hardenable bainitic steel with enhanced material characteristics
EP3112488B1 (en) * 2014-02-27 2019-05-08 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
RU2553321C1 (ru) * 2014-03-31 2015-06-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева", НГТУ Способ подготовки калиброванного проката для изготовления метизных крепежных изделий
KR101896852B1 (ko) * 2014-07-14 2018-09-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
JP6217585B2 (ja) * 2014-10-20 2017-10-25 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
CN104513930A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 弯曲和扩孔性能良好的超高强热轧复相钢板和钢带及其制造方法
WO2016151345A1 (fr) * 2015-03-23 2016-09-29 Arcelormittal Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
JP6515356B2 (ja) * 2015-03-31 2019-05-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびその製造方法、並びにホットスタンプ成形体
CN105256240B (zh) * 2015-11-11 2018-05-01 首钢集团有限公司 一种热轧卷板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA3063982A1 (en) 2018-11-29
ES2869235T3 (es) 2021-10-25
EP3631021A1 (en) 2020-04-08
HUE054390T2 (hu) 2021-09-28
WO2018215813A1 (en) 2018-11-29
US20200385847A1 (en) 2020-12-10
CA3063982C (en) 2023-01-03
EP3631021B1 (en) 2021-03-03
KR102335655B1 (ko) 2021-12-06
RU2725263C1 (ru) 2020-06-30
CN110662849A (zh) 2020-01-07
JP2020521048A (ja) 2020-07-16
CN110662849B (zh) 2021-06-15
WO2018215923A1 (en) 2018-11-29
BR112019024416A2 (pt) 2020-06-09
KR20200002957A (ko) 2020-01-08
PL3631021T3 (pl) 2021-09-27
ZA201907518B (en) 2021-05-26
JP6916909B2 (ja) 2021-08-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2725263C1 (ru) Способ получения стальной детали и соответствующая стальная деталь
US10584396B2 (en) Heat treatable steel, product formed thereof having ultra high strength and excellent durability, and method for manufacturing same
US20190003004A1 (en) Vehicle part having high strength and excellent durability, and manufacturing method therefor
AU2015272889A1 (en) Wheel for railroad car and method for manufacturing wheel for railroad car
CN113785079B (zh) 高硬度钢产品及其制造方法
US20190264298A1 (en) Martensitic stainless steel sheet
WO2016158361A1 (ja) 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト
KR20220005572A (ko) 냉간압연된 마르텐사이트계 강 시트 및 그 제조 방법
WO2020136829A1 (ja) ニッケル含有鋼板
WO2018061101A1 (ja) 鋼
KR20190076694A (ko) 냉간압조용 선재 및 이의 제조방법
CN110062813B (zh) 具有优异冲击韧性的高强度线材及其制造方法
KR20150001469A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP6673320B2 (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
KR20160063172A (ko) 고탄소 강판 및 그 제조 방법
JP7367896B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
RU2795542C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
CN114207168B (zh) 用于高强度弹簧的线材和钢丝及其制造方法
KR101412365B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20230026210A1 (en) Steel material having excellent sulfide stress corrosion cracking resistance and method of manufacturing same
WO2022064249A1 (en) Steel for leaf springs of automobiles and a method of manufacturing of a leaf thereof
WO2023223694A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JPH1112642A (ja) 耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法
KR101443446B1 (ko) 비열처리형 열연강판 및 그 제조 방법
JPWO2020090149A1 (ja) ボルト用鋼