КОВАНАЯ ДЕТАЛЬ ИЗ БЕЙНИТНОЙ СТАЛИ И СПОСОБ ЕЕ ИЗГОТОВЛЕНИЯ
FORGED PART MADE OF BAINITE STEEL AND ITS MANUFACTURING METHOD

Настоящее изобретение относится к бейнитной стали, подходящей для использования при ковке механических деталей из стали для автомобилей.
От автомобильных деталей требуется удовлетворение двум несогласующимся друг с другом требованиям, а именно, легкость формовки и прочность, но в последние годы с учетом озабоченностей в отношении состояния окружающей среды в глобальном масштабе к автомобилям также предъявляется и третье требование в виде улучшения потребления топлива. Таким образом, теперь автомобильные детали должны быть изготовлены из материала, характеризующегося высокой деформируемостью, в целях приспособления к критериям легкости приспособления к сложной сборке автомобилей, и в то же самое время должны улучшать прочность для аварийной ударобезопасности и долговечности двигателя транспортного средства при одновременном уменьшении массы транспортного средства для улучшения эффективности использования топлива.
Поэтому были предприняты интенсивные попытки проведения научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ для уменьшения количества материала, использованного в автомобиле, в результате увеличения прочности материала. Наоборот, увеличение прочности стали приводит к уменьшению деформируемости, и, таким образом, необходимой является разработка материалов, характеризующихся высокой прочностью, высокой ударной вязкостью, а также высокой деформируемостью.
К получению нескольких способов производства высокопрочной и высокоударновязкой стали в результате привели проведенные ранее научно-исследовательские и опытно-конструкторские работы в сфере высокой прочности и высокой ударной вязкости, некоторые из которых перечисляются в настоящем документе для исчерпывающего понимания настоящего изобретения:
-2
В публикации US2013/0037182 заявляются притязания на бейнитную сталь для изготовления механической детали, характеризующейся следующим далее химическим составом при выражении в уровнях массового процентного содержания: 0,05% ≤ С ≤ 0,25%, 1,2% ≤ Mn ≤ 2%, 1% ≤ Сr ≤ 2,5%, 0 < Si ≤ 1,55, 0 < Ni ≤ 1%, 0 < Mo ≤ 0,5%, 0 < Cu ≤ 1%, 0 < V ≤ 0,3%, 0 < Al ≤ 0,1%, 0 < B ≤ 0,005%, 0 < Ti ≤ 0,03%, 0 < Nb ≤ 0,06%, 0 < S ≤ 0,1%, 0 < Ca ≤ 0,006%, 0 < Te ≤ 0,03%, 0 < Se ≤ 0,05%, 0 < Bi ≤ 0,05%, 0 < Pb ≤ 0,1%, при этом остаток стальной детали представляет собой железо и примеси, получающиеся в результате переработки. Сталь из публикации US2013/0037182 неспособна достигать предела текучести при растяжении, составляющего 800 МПа или более, кроме того, сталь не демонстрирует значение ударной вязкости 70 Дж.см при 20°С (ударная вязкость при наличии U-образного надреза).
В публикации WO2016/063224 заявляются притязания на сталь, характеризующуюся химическим составом при выражении в уровнях массового процентного содержания: 0,1% ≤ С ≤ 0,25%, 1,2% ≤ Mn ≤ 2,5%, 0,5 ≤ Si ≤ 1,7%, 0,8 ≤ Сr ≤ 1,4%, 0,05 ≤ Mn ≤ 0,1, 0,05 ≤ Nb ≤ 0,10, 0,01 ≤ Ti ≤ 0,03%, 0 < Ni ≤ 0,4%, 0 < V ≤ 0,1%, 0 < S ≤ 0,03%, 0 < P ≤ 0,02%, 0 < B ≤ 30 ч./млн., 0 < О ≤ 15 ч./млн., и остаточные элементы в количестве, составляющем менее, чем 0,4%. Но применительно к механическим свойствам предел прочности при растяжении составляет менее, чем 1200 МПа, предел текучести при растяжении никогда не выходит за пределы 800 МПа, и ударная вязкость составляет приблизительно 20 Дж в испытании на ударную вязкость по Шарпи при наличии V-образного надреза.
-2
Поэтому в свете вышеупомянутых публикаций цель изобретения заключается в предложении бейнитной стали для горячей ковки механических деталей, которая делает возможным получение предела прочности при растяжении, составляющего более чем 1100 МПа, и ударной вязкости 70 Дж.см при 20°С в испытании согласно Немецкому обществу по испытанию материалов.
Таким образом, цель настоящего изобретения заключается в разрешении данных проблем в результате получения доступной бейнитной стали, подходящей для использования при горячей ковке, которая одновременно характеризуется:
- пределом прочности на разрыв (UTS), большим или равным 1100 МПа, а предпочтительно составляющим более чем 1150 МПа,
-2
- ударной вязкостью, большей или равной 70 Дж.см при 20°С,
- пределом текучести при растяжении (YS), большим или равным 800 МПа, а предпочтительно составляющим более чем 850 МПа.
В одном предпочтительном варианте осуществления тонколистовые стали, соответствующие изобретению, также могут демонстрировать соотношение между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении (TS/YS), составляющим 0,72 или более.
Предпочтительно такая сталь является подходящей для использования при изготовлении кованых стальных деталей, имеющих поперечное сечение, соответствующее диапазону между 30 мм и 100 мм, таких как коленчатый вал, рулевая сошка и поворотный кулак, при отсутствии ощутимого градиента твердости между поверхностным и сердцевинным слоями кованой детали.
Еще одна цель настоящего изобретения также заключается в получении доступного способа изготовления данных механических деталей, который является совместимым с обычными промышленными областями применения при одновременной демонстрации надежности в отношении изменений производственных параметров.
Углерод в стали настоящего изобретения присутствует в количестве в диапазоне от 0,15% до 0,22%. Углерод придает стали прочность в результате твердо-растворного упрочнения, и углерод стимулирует образование гамма-фазы и, таким образом, задерживает формирование феррита. Углерод представляет собой элемент, который оказывает воздействие на температуру начала бейнитного превращения (Bs) и температуру начала мартенситного превращения (Ms). Бейнит, подвергшийся превращению при низкой температуре, демонстрирует наличие лучшего сочетания прочность/тягучесть, чем бейнит, подвергшийся превращению при высокой температуре. Для достижения предела прочности при растяжении 1100 МПа требуется минимум в 0,15% углерода, но для случая присутствия углерода в количестве, составляющем более чем 0,22%, углерод ухудшает тягучесть, а также пригодность к механической машинной обработке и свариваемость конечного продукта. Для одновременного получения высокой прочности и высокой тягучести уровень содержания углерода в выгодном случае находится в диапазоне от 0,15% до 0,20%.
Марганец в настоящей стали добавляют в количестве в диапазоне между 1,6% и 2,2%. Марганец придает стали прокаливаемость. Он делает возможным уменьшение критической скорости охлаждения, для которой при непрерывном охлаждении может быть получено бейнитное или мартенситное превращение при отсутствии какого-либо предшествующего превращения. Это облегчает бейнитное превращение при низкой температуре. Для получения желательной бейнитной микроструктуры необходимым является минимальный уровень содержания в 1,6% (масс.), что также стабилизирует аустенит. Но выше 2,2% марганец оказывает неблагоприятное воздействие на сталь настоящего изобретения, поскольку выделения остаточного аустенита после бейнитного превращения являются более крупным и с большей вероятностью превращаются в мартенсит или МА-составляющие во время третьей стадии охлаждения, а данные фазы являются вредными для требуемых свойств. В дополнение к этому, марганец образует сульфиды, такие как MnS. Данные сульфиды могут увеличивать пригодность к механической машинной обработке в случае хорошего контролируемого выдерживания профиля и распределения. Если это будет не так, они могут оказывать очень вредное воздействие на ударную вязкость.
Кремний в стали настоящего изобретения присутствует в количестве в диапазоне между 0,6% и 1%. Кремний придает стали настоящего изобретения прочность в результате твердо-растворного упрочнения. Кремний подавляет формирование зародышеобразования цементита, поскольку кремний препятствует формированию выделений и диффузионно-контролируемому росту карбидов в результате формирования вокруг зародышеобразователей для выделений слоя, обогащенного по Si. Поэтому аустенит становится обогащенным по углероду, что уменьшает движущую силу во время бейнитного превращения. В качестве следствия добавление Si замедляет совокупную кинетику бейнитного превращения, что приводит к увеличению уровня содержания остаточного аустенита. Добавления кремния могут приводить к возникновению бейнита, свободного от цементита, который демонстрирует в общем случае более высокий уровень сочетания из прочности и тягучести, чем классический верхний и нижний бейнит, подвергшийся превращению в том же самом диапазоне температур. Кроме того, кремний также исполняет функцию раскислителя. Для придания прочности стали настоящего изобретения и получения бейнита, свободного от цементита, при непрерывном охлаждении требуется минимум в 0,6% кремния. Количество, составляющее более чем 1%, увеличивает активность углерода в аустените, что промотирует его превращение в проэвтектоидный феррит, что может ухудшить прочность, но также накладывает чрезмерно большие ограничения на протяженность бейнитного превращения, что в результате приводит к получению чрезмерно большого количества остаточного аустенита в конце бейнитного превращения и, таким образом, чрезмерно большого количества мартенсита и МА-составляющих в конце охлаждения.
Хром в стали настоящего изобретения присутствует в количестве в диапазоне между 1% и 1,5%. Хром представляет собой незаменимый элемент в целях производства бейнита, а также промотирования стабилизации аустенита. Добавление хрома промотирует формирование гомогенной или более мелкой микроструктуры бейнита во время температурного диапазона между Bs + 30°C и Bs + 50°C. Для производства целевой бейнитной микроструктуры требуется минимальный уровень содержания в 1% хрома, но присутствие уровня содержания хрома, составляющего 1,5% или более, промотирует формирование мартенсита из остаточного аустенита во время температурного диапазона между Ms и Ms + 60°C. Еще одна причина сохранения уровня содержания хрома, составляющего менее, чем 1,5%, заключается в том, что количество хрома, составляющее более чем 1,5%, будет стимулировать возникновение ликвации.
Никель содержится в количестве в диапазоне между 0,01% и 1%. Его добавляют для внесения вклада в прокаливаемость и вязкость стали. Никель также содействует уменьшению температуры начала бейнитного превращения. Однако, вследствие экономической целесообразности на его уровень содержания накладывают ограничение значением в 1%.
Сера содержится в количестве в диапазоне между 0% и 0,06%. Сера формирует выделения MnS, которые улучшают пригодность к механической машинной обработке, и содействует получению достаточной пригодности к механической машинной обработке. Во время технологических процессов формовки металлов, таких как прокатка и ковка, деформируемые включения сульфида марганца (MnS) становятся удлиненными. Такие удлиненные включения MnS могут оказывать значительные неблагоприятные воздействия на механические свойства, такие как предел прочности при растяжении и ударная вязкость, в случае отсутствия выравнивания включений с направлением приложения нагрузки. Поэтому на уровень содержания серы накладывают ограничение значением в 0,06%. Предпочтительный диапазон уровня содержания серы находится в диапазоне от 0,03% до 0,04%.
Фосфор представляет собой необязательную составляющую стали настоящего изобретения и присутствует в количестве в диапазоне между 0% и 0,02%. Фосфор уменьшает свариваемость при использовании контактной точечной сварки и тягучесть в горячем состоянии, в частности, вследствие его тенденции к ликвации на границах зерен или совместной ликвации с марганцем. По данным причинам на его уровень содержания накладывают ограничение значением в 0,02%, а предпочтительно составляющим менее, чем 0,015%.
Азот в стали настоящего изобретения присутствует в количестве в диапазоне между 0% и 0,013%. Азот образует нитриды с Al, Nb и Ti, что предотвращает укрупнение аустенитной структуры стали во время горячей ковки и улучшает ее вязкость. Эффективное использование TiN для закрепления границ аустенитных зерен достигается при нахождении уровня содержания Ti в диапазоне между 0,01% и 0,03% совместно с соотношением Ti/N < 3,42. Использование сверхстехиометрического уровня содержания азота приводит к увеличению размера данных частиц, это не только является менее эффективным для закрепления границ аустенитных зерен, но также и увеличивает вероятность исполнения частицами TiN функции центров инициирования разрушения.
Алюминий представляет собой необязательный элемент для стали настоящего изобретения. Алюминий представляет собой сильный раскислитель, а также формирует выделения, диспергированные в стали в виде нитридов, которые предотвращают рост аустенитных зерен. Но для уровня содержания, превышающего 0,06%, эффект раскисления насыщается. Уровень содержания, составляющий более чем 0,06%, может приводить к возникновению крупных выделений оксидов, обогащенных по алюминию, которые ухудшают свойства при растяжении, а в особенности ударную вязкость.
2
Молибден в настоящем изобретении присутствует в количестве в диапазоне между 0,03% и 0,1%. Молибден формирует выделения MoC, которые увеличивают предел текучести при растяжении стали настоящего изобретения. Молибден также оказывает очевидное воздействие на прокаливаемость стали. Растворенный молибден существенно затрудняет рост бейнитных реек, что делает бейнитные рейки более мелкими. Такое воздействие является возможным только при минимуме в 0,03% молибдена. Избыточное добавление молибдена увеличивает издержки на легирование, и будут улучшено формирование МА-составляющих из остаточного аустенита. Помимо этого, в случае чрезмерно высокого уровня содержания Мо может возникать вопрос с ликвацией. Таким образом, для настоящего изобретения на уровень содержания молибдена накладывают ограничение значением в 0,1%.
Медь представляет собой остаточный элемент, имеющий своим происхождением технологический процесс производства стали в электродуговой печи, и должна выдерживаться на уровне всего лишь 0%, но она всегда должна выдерживаться ниже 0,5%. Выше данного значения обрабатываемость в горячем состоянии значительно уменьшается.
Ниобий в стали настоящего изобретения присутствует в количестве в диапазоне между 0,04% и 0,15%. Ниобий добавляют для увеличения прокаливаемости стали в результате задерживания сильно-диффузионного превращения при нахождении в состоянии твердого раствора. Ниобий также может быть использован в синергизме с бором, что предотвращает формирование выделений бора в борокарбидах вдоль межзеренных границ благодаря преимущественному формированию выделений карбонитридов ниобия. Помимо этого, ниобий, как это известно, замедляет кинетику рекристаллизации и роста аустенитных зерен как в твердом растворе, так и в выделениях. Объединенное воздействие на размер аустенитных зерен и прокаливаемость способствует измельчению конечной микроструктуры бейнита, что, тем самым, увеличивает прочность и вязкость деталей, изготовленных в соответствии с настоящим изобретением. Он не может быть добавлен до уровня содержания, составляющего более чем 0,15% (масс.), для предотвращения укрупнения выделений ниобия, которые могут исполнять функцию зародышеобразователей для пластического повреждения и ферритного превращения.
Титан присутствует в количестве в диапазоне между 0,01% и 0,03%. Титан предотвращает образование бором нитридов. Титан формирует выделения в виде нитридов или карбонитридов в стали, которые могут эффективно закреплять границы аустенитных зерен и, таким образом, накладывать ограничение на рост аустенитных зерен при высокой температуре. Поскольку размер бейнитного пакета тесно связан с размером аустенитных зерен, добавление титана эффективно улучшает вязкость. Такой эффект не получают при уровне содержания титана, составляющем менее, чем 0,01%, а для уровня содержания, составляющего более чем 0,03%, данный эффект имеет тенденцию к насыщению, в то время как стоимость сплава только увеличивается. В дополнение к этому, возникновение крупных выделений нитридов титана, сформированных во время затвердевания, является вредным для ударной вязкости и усталостных свойств.
Ванадий представляет собой необязательный элемент, который присутствует в количестве в диапазоне между 0% и 0,08%. Ванадий эффективно улучшает прочность стали в результате образования карбидов или карбонитридов, и по экономическим причинам верхнее предельное значение составляет 0,08%.
23
6
23
6
Количество бора находится в диапазоне от 0,0015 до 0,004%. Бор обычно добавляют в очень маленьком количестве, поскольку только несколько ч./млн. могут привести к значительным структурным изменениям. При данном уровне добавления бор не оказывает воздействия в основном объеме вследствие очень низкой доли атома бора при расчете на один атом железа (в общем случае < 0,00005) и, таким образом, не приводит к получению твердо-растворного твердения или дисперсионного упрочнения. Собственно говоря, бор претерпевает сильную ликвацию на границах аустенитных зерен, где для большого размера зерен атомы бора могут быть настолько же многочисленными, как и атомы железа. Данная ликвация приводит к торможению формирования феррита и перлита, что промотирует формирование бейнитной или мартенситной микроструктур во время охлаждения и, таким образом, увеличивает прочность таких сталей после распада аустенита при умеренных скоростях охлаждения. Для обеспечения и проявления данного эффекта В рекомендуется добавлять в количестве, составляющем 0,0015% или более. В случае отсутствия хорошей защиты в результате добавления Nb и/или Мо на границах аустенитных зерен может возникать температура формирования выделений борокарбидов М(В,С) < 950°С. Крупные выделения М(В,С) некоторыми авторами рассматриваются в качестве предшественников феррита, поскольку они промотируют зародышеобразование для феррита на своих некогерентных поверхностях раздела при их достаточной крупности. Воздействие нескомбинированного бора с очевидностью является более сильным, чем соответствующее воздействие бора, захваченного в карбиды. Таким образом, существует потребность в сохранении его в нескомбинированном состоянии в целях получения бейнитной или мартенситной микроструктур для умеренных скоростей охлаждения. Наилучшую прокаливаемость получают при уровне содержания бора, находящемся в диапазоне между 15 и 30 ч./млн., для сталей, характеризующихся низким уровнем содержания углерода, доходящим вплоть до 0,2%. Более высокий уровень содержания бора быстро ухудшает низкотемпературную вязкость таких сталей, таким образом, его верхнее предельное значение задают на уровне 0,004%.
Другие элементы, такие как олово, церий, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или в комбинации в следующих далее массовых долях: олово ≤ 0,1%, церий ≤ 0,1%, магний ≤ 0,010% и цирконий ≤ 0,010%. Вплоть до указанных значений максимальных уровней содержания данные элементы делают возможным измельчение зерна во время затвердевания. Остаток композиции стали состоит из железа и неизбежных примесей, представляющих собой результат переработки.
Микроструктура тонколистовой стали включает:
Остаточный аустенит и составляющая в виде мартенситно-аустенитных островов совокупно присутствуют в количестве в диапазоне между 1% и 20% и являются существенными составляющими настоящего изобретения. Предпочтительно количество остаточного аустенита и МА-составляющих является выгодным в диапазоне между 5% и 20%. Остаточный аустенит придает тягучесть, а мартенситно-аустенитные острова придают прочность стали настоящего изобретения. Остаточный аустенит и мартенситно-аустенитные острова формируются во время стадий охлаждения два и три до бывшего аустенита, который остался не подвергшимся превращению во время стадии охлаждения два.
Бейнит для стали настоящего изобретения составляет 80% или более микроструктуры при выражении в поверхностных долевых концентрациях, и выгодным является наличие бейнита в количестве, составляющем более чем 85%. В настоящем изобретении бейнит микросоставляющей имеет 7% или более границ бейнитных зерен, разориентированных под углом разориентировки 59,5°, а предпочтительно более чем 9%. Данные разориентированные бейнитные зерна придают стали настоящего изобретения ударную вязкость. Бейнит настоящего изобретения формируется во время стадии охлаждения два для охлаждения, в особенности между 470°С и Ms, поскольку бейнит, сформированный в диапазоне верхнего бейнита, то есть, выше 470°С, представляет собой крупные выделения бейнита, которые не могут иметь разориентированные бейнитные зерна в количестве, составляющем более чем 7%, вследствие своего крупного размера, таким образом, во избежание формирования крупных выделений бейнита для охлаждения между Т1 и Т2, в особенности между Т1 и 470°С, предпочитаются повышенные скорости охлаждения. Это демонстрируется на фиг. 1, где фиг. 1 демонстрирует микроструктуру для эксперимента I1, который соответствует изобретению, а фиг. 2 демонстрирует микроструктуру для эксперимента R1, который не соответствует изобретению. Фиг. 2 включает бейнит в количестве, составляющем менее, чем 80%, при выражении в долях поверхности, а также включает крупные выделения бейнита, что обозначено числом 10 на фиг. 2, в сопоставлении с бейнитом на фиг. 1, на которой бейнит, соответствующий настоящему изобретению, демонстрируется с обозначением числом 20. Кроме того, фиг. 3 демонстрирует сопоставление между присутствиями границ бейнитных зерен, разориентированных при угле разориентировки 59,5°, для стали изобретения и справочной стали. Кривая, обозначенная числом 1 на фиг. 3, получена для эксперимента I1, который включает границы бейнитных зерен, разориентированных при угле разориентировки 59,5°, в количестве 9,6%, в то время, как кривая, обозначенная числом 2 на фиг. 3, получена для эксперимента R1, который включает границы бейнитных зерен, разориентированных при угле разориентировки 59,5°, в количестве 4%.
Сталь изобретения включает мартенсит в количестве в диапазоне от следовых количеств до максимума в 10%. Мартенсит не предполагается в качестве детали изобретения, но формируется в качестве остаточной микроструктуры вследствие переработки стали. Уровень содержания мартенсита должен выдерживаться по возможности наиболее низким и не должен превышать 10%. Вплоть до уровня процентного содержания составляющей в 10% мартенсит придает стали настоящего изобретения прочность, но в присутствии мартенсита в количестве, превышающем 10%, это ухудшает пригодность к механической машинной обработке для стальной детали.
В дополнение к вышеупомянутой микроструктуре микроструктура механической кованой детали является свободной от компонентов микроструктуры, таких как перлит и цементит.
Механическая деталь, соответствующая изобретению, может быть произведена при использовании любого подходящего для использования технологического процесса горячей ковки, например, ковки под падающим молотом, ковка под прессом, ковка с осаживанием и вальцовка, в соответствии с установленными технологическими параметрами, разъясняемыми ниже в настоящем документе.
Один пример предпочтительного способа демонстрируется в настоящем документе, но данный пример не накладывает ограничения на объем раскрытия изобретения и аспекты, которые лежат в основе примеров. В дополнение к этому, любые примеры, представленные в данном описании изобретения, не предполагаются в качестве накладывающих ограничения и просто представляют некоторые из множества возможных вариантов, при использовании которых различные аспекты настоящего раскрытия изобретения могут быть реализованы на практике.
Один предпочтительный способ заключается в предложении полуобработанной отливки из стали, характеризующейся химическим составом, соответствующим изобретению. Отливка может быть произведена в любой форме, такой как слитки или блюмы или болванки, которая может быть подвергнута ковке для изготовления механической детали, которая характеризуется диаметром поперечного сечения в диапазоне между 30 мм и 100 мм.
Например, сталь, характеризующуюся описанным выше химическим составом, отливают для получения блюма, а после этого подвергают прокатке в форме сортового проката, который исполняет функцию полуфабриката. Для получения желательного полуфабриката можно реализовать несколько операций прокатки.
Полуфабрикат после технологического процесса отливки может быть использован непосредственно при высокой температуре после прокатки или может быть сначала охлажден до комнатной температуры, а после этого подвергнут повторному нагреванию для горячей ковки. Повторное нагревание полуфабриката проводят между температурами 1150°С и 1300°С.
Температура полуфабриката, который подвергают горячей ковке, предпочтительно составляет, по меньшей мере, 1150°С и должна составлять менее, чем 1300°С, поскольку при температуре полуфабриката, составляющей менее, чем 1150°С, к ковочным штампам прикладывают избыточную нагрузку, и, кроме того, температура стали может уменьшиться до температуры ферритного превращения во время завершения ковки, в результате чего сталь будет подвергаться ковке в состоянии, в котором в структуре содержится феррит, подвергшийся превращению. Поэтому температура полуфабриката предпочтительно является достаточно высокой таким образом, чтобы горячая ковка могла бы быть завершена в аустенитном температурном диапазоне. Повторное нагревание при температурах, составляющих более чем 1300°С, должно быть избегнуто вследствие их дороговизны с промышленной точки зрения.
Конечная температура завершения ковки должна быть выдержана выше 915°С, что является предпочтительным для получения структуры, которая является благоприятной для рекристаллизации и ковки. Окончательную ковку необходимо проводить при температуре, составляющей более чем 915°С, поскольку ниже данной температуры тонколистовая сталь обнаруживает значительное ухудшение характеристик ковки. Таким образом, по данному варианту получают горячекованую деталь, а после этого данную горячекованую стальную деталь охлаждают при использовании технологического процесса трехстадийного охлаждения.
В технологическом процессе трехстадийного охлаждения горячекованой детали горячекованую деталь охлаждают при различных скоростях охлаждения между различными температурными диапазонами.
На стадии охлаждения один горячекованую деталь охлаждают от завершения ковки до температурного диапазона между Bs + 50°C и Bs + 30°C, что в настоящем документе также обозначается как Т1, при средней скорости охлаждения в диапазоне между 0,2°С/с и 10°С/с, где она необязательно может быть выдержана на протяжении периода времени в диапазоне между 0 с и 3600 сек, где во время данной стадии охлаждения один предпочитается иметь среднюю скорость охлаждения в диапазоне между температурным диапазоном от 750°С до 780°С и Т1 при скорости охлаждения в диапазоне между 0,2°С/с и 2°С/с.
После этого от температурного диапазона Т1 начинается вторая стадия охлаждения, где горячекованую деталь охлаждают от температурного диапазона Т1 до температуры в диапазоне между Ms + 60°C и Ms, что в настоящем документе также обозначается как Т2, при средней скорости охлаждения в диапазоне между 0,40°С/с и 2,0°С/с. В дополнение к этому, во время стадии охлаждения два охлаждение между Т1 и температурным диапазоном между 470°С и 450°С предпочтительно выдерживается при средней скорости охлаждения в диапазоне между 1,0°С/с и 2,0°С/с для промотирования превращения аустенита в бейнит и уменьшает возможность формирования мартенсита.
На третьей стадии горячекованую деталь доводят до комнатной температуры от температурного диапазона в пределах Т2, где среднюю скорость охлаждения во время третьей стадии выдерживают ниже 0,8°С/с, а предпочтительно 0,5°С/с или более предпочтительно ниже 0,2°С/с. Данные средние скорости охлаждения выбирают в целях проведения равномерного охлаждения по поперечному сечению горячекованой детали.
После завершения третьей стадии охлаждения получают кованую механическую деталь.
На всех стадиях охлаждения температуры Bs и Ms для настоящей стали рассчитывают при использовании следующей далее формулы:
2
Bs = 962 – 288C – 84Mn – 81Si – 6Ni – 95Mo – 153Nb + 108Cr – 269Cr
Ms = 539 – 423C – 30Mn – 18Ni – 12Cr – 11Si – 7Mo,
где уровни содержания элементов выражаются в массовых процентах.
Примеры
Следующие далее испытания, примеры, иллюстративные пояснения на примерах и таблицы, которые представлены в настоящем документе, являются неограничивающими по своей природе и должны рассматриваться только для целей иллюстрирования и будут отображать выгодные признаки настоящего изобретения.
Информация о кованой механической детали, изготовленной из сталей, характеризующихся различными композициями, собрана в таблице 1, где кованую механическую деталь производят в соответствии с технологическими параметрами, которые установлены, соответственно, в таблице 2. После этого в таблице 3 собраны микроструктуры для кованой механической детали, полученной во время экспериментов, и в таблице 4 собран результат оценки полученных свойств.
Таблица 2
В таблице 2 собраны технологические параметры, реализованные в отношении полуфабриката, изготовленного из сталей из таблицы 1 после повторного нагревания в диапазоне между 1150°С и 1300°С, а вслед за этим горячей ковки, которая завершается выше 915°С. Композиции стали от I1 до I3 используются для изготовления кованой механической детали, соответствующей изобретению. В данной таблице также указываются справочные кованые механические детали, которые имеют в таблице обозначения от R1 до R3. В таблице 2 также демонстрируется табулированная информация о Bs и Ms. Данные величины Bs и Ms определяются для сталей изобретения и справочных сталей следующим далее образом:
2
Bs (°С) = 962 – 288C – 84Mn – 81Si – 6Ni – 95Mo – 153Nb + 108Cr – 269Cr
Ms (°С) = 539 – 423C – 30Mn – 18Ni – 12Cr – 11Si – 7Mo,
где уровни содержания элементов выражаются в массовых процентах.
I = в соответствии с изобретением; R = справочный вариант; подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
Т1 = температурный диапазон между Bs + 50°C и Bs + 30°C
Т2 = температурный диапазон между Ms + 60°C и Ms
Таблица 3
В таблице 3 на примерах представлены результаты испытаний, проведенных в соответствии со стандартами в отношении различных микроскопов, таких как сканирующий электронный микроскоп, для определения микроструктур как сталей изобретения, так и справочных сталей применительно к поверхностным долевым концентрациям. Измерение уровня процентного содержания границ разориентированных зерен проводят при использовании метода ДОРЭ, в котором на профиле разориентировки измеряют относительную частоту бейнитных зерен.
В настоящем документе установлены результаты:
I = в соответствии с изобретением; R = справочный вариант; подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
Таблица 4
В таблице 4 на примерах представлены механические свойства как сталей изобретения, так и справочных сталей. В целях определения предела прочности при растяжении проводили испытания на предел текучести при растяжении в соответствии со стандартами NF EN ISO 6892-1. Испытания для измерения ударной вязкости как стали изобретения, так и справочной стали проводят в соответствии с документом EN ISO 148-1 при 20°С в отношении стандартного образца согласно Немецкому обществу по испытанию материалов с U-образным надрезом.
Были собраны результаты различных механических испытаний, проведенных в соответствии со стандартами.
I = в соответствии с изобретением; R = справочный вариант; подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.