ПОВЕРХНОСТНО-УПРОЧНЕННАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ЕЕ ИЗГОТОВЛЕНИЯ
SURFACE-HARDENED STEEL, AND METHOD FOR ITS OBTAINING

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001] Настоящее изобретение относится к поверхностно-упрочненной стали, служащей в качестве сырьевого материала для механических деталей, подлежащих упрочнению, и используемой в транспортных устройствах, таких как автомобили, строительная техника, прочее промышленное оборудование, и т.д., и также к способу ее изготовления. В частности, настоящее изобретение относится к поверхностно-упрочненной стали, которая проявляет превосходные ударные характеристики и превосходную пригодность к холодной штамповке, будучи поверхностно-упрочненной для шестерен (валов-шестерен, и т.д.), валов, подшипников и шкивов бесступенчато-регулируемых передач (CVT), и также к способу ее изготовления.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] В отношении механических деталей, используемых в автомобилях, строительной технике и другом разнообразном промышленном оборудовании, детали, которые должны иметь особенно высокую прочность, традиционно подвергают термической обработке для поверхностного упрочнения (упрочняющая обработка), такой как науглероживание, нитроцементация или азотирование. Для этих вариантов применения обычно используют поверхностно-упрочненные стали, указанные в Японском Промышленном Стандарте (JIS), такие как SCr, SCM и SNCM. Сталь формуют до желательной конфигурации детали станочной обработкой, такой как обработка резанием или ковка, и затем подвергают термической обработке для поверхностного упрочнения, как упомянуто выше, с последующим процессом отделки, таким как шлифование, в результате чего изготавливают деталь.
2
[0003] В последние годы для таких механических деталей было желательным, например, снижение производственных затрат, сокращение времени на освоение новой продукции и уменьшение выбросов СО в процессе производства. Соответственно этому методы формования деталей изменялись от традиционной обработки резанием или горячей штамповки на холодную штамповку, и тем самым потребовалась превосходная пригодность к холодной штамповке. В дополнение, в поверхностно-упрочненной стали, регламентированной JIS, происходит укрупнение кристаллических зерен вследствие термической обработки для поверхностного упрочнения после холодной штамповки. Таким образом, также важно подавлять укрупнение кристаллических зерен. Чтобы разрешить проблему укрупнения кристаллических зерен, существует традиционно применяемый способ, в котором такие элементы, как Al, Nb и Ti, добавляют для образования тонкодисперсных выделившихся фаз, таких как AlN, Nb(CN) и TiC, и такие тонкодисперсные включения используют для прекращения миграции границ кристаллических зерен (например, Патентные Документы 1-8).
[0004] Каждый из публикаций Японских Выложенных Патентных Заявок №№ 2007-217761, 2006-307271, 2006-307270, 2007-321211, 2004-183064, 11-335777, 2006-161142, и 2007-162128 описывает, что укрупнение кристаллических зерен может быть предотвращено регулированием числа Nb- и/или Ti-содержащих выделившихся имеющих предварительно заданный размер зерен или состав (карбиды, карбонитриды, и т.д.) в пределах предварительно заданного диапазона. Хотя изобретения показывают некоторое профилактическое влияние на укрупнение кристаллических зерен, пригодность к холодной штамповке все еще была неудовлетворительной.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ПРОБЛЕМЫ, РАЗРЕШАЕМЫЕ ИЗОБРЕТЕНИЕМ
[0006] Настоящее изобретение было выполнено с учетом вышеуказанных предпосылок. Цель настоящего изобретения состоит в создании поверхностно-упрочненной стали, которая имеет превосходную пригодность к холодной штамповке, в то же время обеспечивая эквивалентные традиционным свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и также имеет превосходные характеристики ударной вязкости после обработки для поверхностного упрочнения, которые обычно требуются для вышеупомянутых механических деталей; и также создание применимого способа изготовления поверхностно-упрочненной стали.
СРЕДСТВА РАЗРЕШЕНИЯ ПРОБЛЕМ
2
2
2
2
2
2
[0007] Поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению, которая достигла вышеупомянутой цели, содержит С: от 0,05 до 0,3% (% по массе; далее то же применимо к химическому составу), Si: от 0,01 до 0,6%, Mn: от 0,20 до 1,0%, S: от 0,001 до 0,025%, Cr: от 1 до 2,5%, Al: от 0,01 до 0,10%, Ti: от 0,01 до 0,10%, Nb: от 0,01 до 0,10%, В: от 0,0005 до 0,005%, и N: от 0,002 до 0,02%, с остальным количеством, приходящимся на железо и неизбежные примеси, причем среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм, присутствуют с плотностью частиц не более 1,0/мм, причем среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и содержащие Mn и S, присутствуют с плотностью частиц более 0,7/мм и не более 3,0/мм, и причем ферритная составляющая составляет более 77% по площади.
[0008] Также является предпочтительным, что, при необходимости, поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению содержит (а) Mo: не более 2% (за исключением 0%), или (b) Cu: не более 0,1% (за исключением 0%), и/или Ni: не более 0,3% (за исключением 0%). В зависимости от типов содержащихся элементов, дополнительно улучшаются свойства поверхностно-упрочненной стали.
3
3
[0009] Настоящее изобретение также включает способ изготовления поверхностно-упрочненной стали. Способ изготовления согласно настоящему изобретению отличается тем, что сталь, имеющую вышеуказанный химический состав, подвергают литью со скоростью охлаждения не менее 2,5°С/мин от 1500°С до 800°С, прокатке в обжимной клети при температуре нагрева от 1100 до 1200°С, первой горячей прокатке при температуре прокатки от 970 до 1150°С, затем охлаждению до Ас до 950°С и дополнительной второй горячей прокатке при температуре прокатки Ас до 950°С.
РЕЗУЛЬТАТ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0010] Согласно настоящему изобретению, химический состав стали регулируют до предварительно заданного диапазона, и также форму (размер) и число композитных выделившихся фаз (включений), которые представляют собой выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, и также содержащие Mn и S, регулируют до предварительно заданных диапазонов. В результате можно достигнуть превосходной пригодности к холодной штамповке, в то же время обеспечивая эквивалентные традиционным свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и также достигнуть превосходных характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Поэтому поверхностно-упрочненная сталь в настоящем изобретении применима в качестве сырьевого материала для механических деталей разнообразных видов. В дополнение, применение поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению позволяет заменить обработку резанием при формовании детали на холодную штамповку, что делает возможным сокращение времени на освоение новой продукции и снижение производственных затрат при формовании детали.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0011] Фиг. 1 представляет схематическую диаграмму, показывающую форму испытательного образца для измерения пригодности к холодной штамповке в нижеприведенных Примерах;
Фиг. 2 представляет график, показывающий условия термической обработки для сфероидизации в нижеприведенных Примерах;
Фиг. 3 представляет схематическую диаграмму, показывающую форму испытательного образца для испытания ударной вязкости по Шарпи, используемого для измерения характеристик ударной вязкости в нижеприведенных Примерах; и
Фиг. 4 представляет график, показывающий условия обработки для науглероживания в нижеприведенных Примерах.
ВАРИАНТ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0012] Для улучшения пригодности к холодной штамповке поверхностно-упрочненной стали и обеспечения характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения, авторы настоящего изобретения провели исследование, сосредоточенное в особенности на химических компонентах стали и форме присутствующих выделившихся фаз (размере, числе, и т.д.). В результате авторы настоящего изобретения нашли, что, когда уровни содержания каждого из компонентов С, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, В и N регулируются надлежащим образом, и также форма (размер) и плотность частиц композитных выделившихся фаз, которые представляют собой выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, и также содержащие Mn и S (далее называемые «композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе»), корректируются до предварительно заданных диапазонов, может быть достигнута улучшенная пригодность к холодной штамповке, в то же время с обеспечением эквивалентных традиционным свойств для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и, кроме того, могут быть также достигнуты характеристики ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Тем самым настоящее изобретение было выполнено.
[0013] Далее будут описаны химические компоненты поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению.
[0014] С: от 0,05 до 0,3%
Углерод (С) представляет собой элемент, который важен для обеспечения твердости центральной части, необходимой для детали. Когда содержание составляет менее 0,05%, твердость недостаточна, что ведет к недостаточной прочности при статической нагрузке детали. Между тем, когда содержание С является слишком высоким, твердость чрезмерно возрастает, приводя к снижению пригодности к штамповке и станочной обработке. Таким образом, содержание С было регламентировано составляющим не менее 0,05% и не более 0,3%. Содержание С предпочтительно составляет не менее 0,10%, и более предпочтительно не менее 0,15%. В дополнение, содержание С предпочтительно составляет не более 0,27%, и более предпочтительно не более 0,25%.
[0015] Si: от 0,01 до 0,6%
Кремний (Si) представляет собой элемент, который улучшает устойчивость к размягчению стального материала и эффективен в подавлении снижения поверхностной твердости детали после поверхностного упрочнения. Поэтому необходимо, чтобы содержание Si было не менее 0,01%. Содержание более предпочтительно составляет не менее 0,03%, и еще более предпочтительно не менее 0,05%. Однако чрезмерное добавление Si повышает сопротивление деформации основного материала, приводя к снижению пригодности к штамповке и обрабатываемости на станках. Поэтому содержание Si определено составляющим не более 0,6%. Содержание более предпочтительно составляет не более 0,55%, и еще более предпочтительно не более 0,5%.
[0016] Mn: от 0,20 до 1,0%
Марганец (Mn) действует как раскислитель. Он эффективен в сокращении включений оксидного типа для повышения внутреннего качества стального материала, и также эффективен в значительном увеличении прокаливаемости во время поверхностного упрочнения, такого как закалка с науглероживанием. В дополнение, Mn образует MnS и вызывает образование композитных выделившихся фаз (сложных включений) с карбидами, нитридами или карбонитридами (далее обозначаемыми как «карбиды и тому подобные»), содержащими Nb и/или Ti. В результате может быть подавлено ухудшение пригодности к штамповке вследствие крупнозернистых карбидов и тому подобных, содержащих Nb и/или Ti. Кроме того, низкое содержание Mn обусловливает красноломкость, ведущую к снижению производительности. Таким образом, содержание Mn было установлено составляющим не менее 0,20%. Содержание Mn предпочтительно составляет не менее 0,30%, и более предпочтительно не менее 0,35%. Между тем, когда содержание Mn является слишком высоким, это проявляется во вредных эффектах, включающих повышение сопротивления деформации во время холодной штамповки, значительной полосчатой ликвации, которая усиливает вариации качества материала, и т.д. Таким образом, содержание Mn было установлено на уровне не более 1,0%. Содержание Mn предпочтительно составляет не более 0,85%, и более предпочтительно не выше 0,80%.
[0017] S: от 0,001 до 0,025%
Сера (S) представляет собой элемент, который связывается с Mn, Ti или тому подобными с образованием MnS, TiS или тому подобных, и необходима для формирования композитных выделившихся фаз, содержащих Mn и Ti. Между тем, когда содержание S является слишком высоким, это вредно влияет на характеристики ударной вязкости. Таким образом, содержание S было установлено в пределах от 0,001 до 0,025%. Содержание S предпочтительно составляет не менее 0,005%, и более предпочтительно не менее 0,010%. В дополнение, содержание S предпочтительно составляет не более 0,022%, и более предпочтительно не выше 0,020%.
[0018] Cr: от 1 до 2,5%
Хром (Cr) представляет собой элемент, необходимый для получения эффективного поверхностного слоя во время поверхностного упрочнения, такого как науглероживание. Между тем, когда содержание Cr является слишком высоким, это вызывает чрезмерное науглероживание, в результате чего проявляется вредное влияние на характеристики скольжения детали после поверхностного упрочнения. Таким образом, содержание Cr было установлено в пределах от 1 до 2,5%. Содержание Cr предпочтительно составляет не менее 1,2%, и более предпочтительно не менее 1,3%. В дополнение, содержание Cr предпочтительно составляет не более 2,2%, и более предпочтительно не более 2,0% (еще более предпочтительно не более 1,9%).
[0019] Al: от 0,01 до 0,10%
Алюминий (Al) представляет собой элемент, который связывается с азотом (N) с образованием AlN, и является эффективным в подавлении роста кристаллических зерен в стальном материале во время термической обработки. В дополнение, когда Al добавляют в сочетании с упомянутыми ниже Ti или Nb, AlN участвует в композитном соосаждении с выделившимися фазами, содержащими Ti или Nb, и это обеспечивает более стабильные эффекты в предотвращении укрупнения кристаллических зерен, чем в случае отдельного выделения упрочняющих фаз. Между тем, когда содержание Al является слишком высоким, возрастает количество твердого раствора Al, приводя к возрастанию сопротивления деформации во время холодной штамповки. Таким образом, содержание Al было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Al предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Al предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0020] Ti: от 0,01 до 0,10%
Титан (Ti) образует тонкодисперсные карбиды титана (Ti) и тому подобные (Ti(C,N)) в стали и является эффективным в подавлении укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Между тем, когда содержание Ti является слишком высоким, это ведет к повышению стоимости производства стального материала или к ухудшению пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости (ударной вязкости, которая определяется поглощением энергии по Шарпи, и т.д.) вследствие образования крупнозернистых включений на основе Ti. Таким образом, содержание Ti было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Ti предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Ti предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0021] Nb: от 0,01 до 0,10%
Ниобий (Nb) образует мелкодисперсные карбиды ниобия (Nb) и тому подобные (Nb(C,N)) в стали и является эффективным в подавлении укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Между тем, когда содержание Nb является слишком высоким, это ведет к повышению стоимости производства стального материала или к ухудшению пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости (ударной вязкости, и т.д.) вследствие образования крупнозернистых включений на основе Nb. Таким образом, содержание Nb было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Nb предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Nb предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0022] В: от 0,0005 до 0,005%
Бор (В) эффективен в значительном улучшении прокаливаемости стального материала, даже в малом количестве. В дополнение, бор (В) также эффективен в упрочнении границ кристаллических зерен и повышении ударной вязкости. Между тем, когда содержание В является слишком высоким, вышеуказанные эффекты насыщаются, и также могут образовываться нитриды бора (В), вызывая ухудшение холодной и горячей обрабатываемости. Таким образом, содержание В было установлено в пределах от 0,0005 до 0,005%. Содержание В предпочтительно составляет не менее 0,0007%, и более предпочтительно не менее 0,0010%. В дополнение, содержание В предпочтительно составляет не более 0,004%, и более предпочтительно не выше 0,0035%.
[0023] N: от 0,002 до 0,02%
Азот (N) представляет собой элемент, необходимый для образования нитридов или карбонитридов с Ti или Nb. Однако, когда содержание N является слишком высоким, это может вызывать укрупнение нитридов на основе Ti, приводя к снижению ударной вязкости и ухудшению пригодности к холодной штамповке вследствие повышенного сопротивления деформации. Таким образом, содержание N было установлено в пределах от 0,002 до 0,02%. Содержание N предпочтительно составляет не менее 0,003%, и более предпочтительно не менее 0,005%. В дополнение, содержание N предпочтительно составляет не более 0,018%, и более предпочтительно не выше 0,015%.
[0024] Базовые компоненты поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению являются такими, как упомянутые выше, и остальное количество по существу составляет железо. Однако, конечно, допустимо присутствие неизбежных примесей в стали, которые внедряются в зависимости от условий, включающих сырьевые материалы, материалы, производственное оборудование, и т.д. Кроме того, в настоящем изобретении, без помех для эффективности результатов настоящего изобретения, также могут содержаться следующие необязательные элементы. В зависимости от видов содержащихся элементов, могут быть дополнительно улучшены свойства поверхностно-упрочненной стали.
[0025] Mo: не более 2% (за исключением 0%)
Молибден (Mo) эффективен в значительном улучшении прокаливаемости во время поверхностного упрочнения, такого как закалка с науглероживанием, и также эффективен в повышении ударной вязкости. Таким образом, содержание Mo предпочтительно составляет не менее 0,01%, и более предпочтительно не менее 0,05%. Между тем, когда содержание Mo является слишком высоким, повышается твердость стального материала, приводя к плохой обрабатываемости на станках. Таким образом, содержание Mo составляет не более 2%, более предпочтительно не выше 1,5%, и еще более предпочтительно не более 1,0% (в частности, не более 0,8%).
[0026] Cu: не более 0,1% (за исключением 0%) и/или Ni: не более 0,3% (за исключением 0%)
Медь (Cu) и никель (Ni) представляют собой элементы, каждый из которых является более устойчивым к окислению, чем Fe, и тем самым улучшает коррозионную стойкость стального материала. Ni также эффективен в повышении сопротивления удару стального материала. Таким образом, содержание Cu и содержание Ni для каждого предпочтительно составляет не менее 0,01%, и более предпочтительно не менее 0,05%. Между тем, когда содержание Cu является слишком высоким, снижается пластичность стального материала в горячем состоянии, и когда содержание Ni является слишком высоким, возрастает стоимость стального материала. Таким образом, содержание Cu предпочтительно составляет не более 0,1%, более предпочтительно не выше 0,08%, и еще более предпочтительно не более 0,05%. Содержание Ni предпочтительно составляет не более 0,3%, более предпочтительно не выше 0,2%, и еще более предпочтительно не более 0,1%. Cu и Ni могут быть использованы по отдельности или в комбинации. Однако в случае, где добавлена Cu, предпочтительно также добавление Ni.
[0027] Цель настоящего изобретения состоит в получении улучшенной пригодности к холодной штамповке вместе с эквивалентными традиционным свойствами для предотвращения укрупнения кристаллических зерен и, кроме того, в получении превосходных характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Согласно исследованиям авторов настоящего изобретения, чтобы получить превосходные характеристики ударной вязкости, скорее всего необходимо подавлять укрупнение кристаллических зерен. Для подавления укрупнения кристаллических зерен необходимо обеспечить образование тонкодисперсных карбидов титана (Ti) и ниобия (Nb) и тому подобных. Однако не все карбиды титана (Ti) и ниобия (Nb) и тому подобные являются тонкодисперсными, и также выделяются крупнозернистые карбиды и тому подобные. Такие крупнозернистые карбиды и тому подобные являются более твердыми, чем матрица, и оказывают вредное влияние на пригодность к холодной штамповке, и поэтому нежелательны. Таким образом, в результате исследования авторов настоящего изобретения было найдено, что даже в случае, где карбиды и тому подобные являются крупнозернистыми, когда они представляют собой композитные выделившиеся фазы из MnS с карбидами титана (Ti) и тому подобными и/или карбидами ниобия (Nb) и тому подобными (композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе), ухудшение пригодности к холодной штамповке может быть подавлено посредством MnS, который является более мягким, чем матрица.
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
[0028] Более конкретно, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и содержащих Mn и S, задается на уровне свыше 0,7/мм и не более 3,0/мм. Настоящее изобретение ориентировано на композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер свыше 5 мкм и менее 20 мкм. Это обусловливается тем, что как свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, так и пригодность к холодной штамповке, весьма существенно зависят от карбидов титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобных, содержащихся в композитных выделившихся фазах этого размера. То есть, выделившиеся фазы, имеющие размер не более 5 мкм, не оказывают значительного влияния на пригодность к холодной штамповке. Между тем, изначально вредные влияния выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм, на пригодность к холодной штамповке являются предельно сильными. Поэтому путем улучшения пригодности к холодной штамповке посредством выделившихся фаз, имеющих размер свыше 5 мкм и менее 20 мкм, может быть улучшена пригодность к холодной штамповке, в то же время с сохранением эффектов, предотвращающих укрупнение кристаллических зерен. Хотя выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, сами по себе являются твердыми, когда композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе формируются при композитном соосаждении с мягким MnS, может быть улучшена деформируемость как от одной выделившейся фазы. В то же время, благодаря эффектам карбидов титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобных, могут быть обеспечены свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Чтобы в достаточной мере проявились влияния выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, на улучшение пригодности к холодной штамповке и свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и содержащих Mn и S, установлена на уровне более 0,7/мм. Плотность частиц предпочтительно составляет не менее 1,0/мм, более предпочтительно не менее 1,1/мм, и еще более предпочтительно не менее 1,2/мм. Между тем, даже когда выделившиеся фазы подобны этим, чрезмерное осаждение ведет к недостаточной прочности после поверхностного упрочнения. Таким образом, плотность частиц установлена на уровне не более 3,0/мм. Плотность частиц предпочтительно составляет не более 2,5/мм, и более предпочтительно не более 2,0/мм. В дополнение, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм и менее 20 мкм и не содержащих Mn или S, составляет от около 1,0 до 10,0/мм.
2
2
2
2
2
2
2
2
2
[0029] В дополнение, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм (верхний предел размера выделившихся фаз обычно составляет около 30 мкм), оказывают очень сильное вредное влияние на пригодность к холодной штамповке. Поэтому необходимо сводить к минимуму число таких выделившихся фаз. Поэтому среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм, установлена на уровне не более 1,0/мм. Среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм, предпочтительно составляет не более 0,9/мм, и более предпочтительно не более 0,8/мм. Кстати, до тех пор, пока используются компонентная система согласно настоящему изобретению и упомянутый ниже способ получения, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм, обычно не содержат Mn или S. Однако присутствие Mn и S не оказывает вредного влияния и также находится в пределах области настоящего изобретения. Число выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм, можно контролировать регулированием количества Ti и/или Nb, добавляемых в сталь, или корректированием температуры нагрева и продолжительности нагрева перед прокаткой в обжимной клети, температуры обработки во время горячей прокатки и тому подобными в упомянутом ниже способе получения.
2
2
2
2
[0030] Между прочим, в прототипе плотность частиц выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb и имеющих размер не более 5 мкм (и не менее 2 мкм, как описано ниже в Примерах) является следующей: (i) композитные выделившиеся фазы, содержащие Mn и S: от около 0,0 до 0,5/мм, и (ii) выделившиеся фазы, не содержащие Mn и S: от около 0,1 до 1,5/мм.
[0031] Поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению имеет ферритную составляющую более 77% по площади. Это обусловлено тем, что, когда ферритная составляющая мала, снижается пригодность к холодной штамповке. Ферритная составляющая предпочтительно составляет не менее 80% по площади, более предпочтительно не менее 82% по площади, и еще более предпочтительно не менее 83% по площади. В дополнение, остальная структура, иная, нежели ферритная составляющая, включает, например, перлит, бейнит, мартенсит, и т.д.
[0032] При изготовлении поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению в серии этапов, включающих стадии, в которых проводят разливку металла в слитки, литье, томление, прокатку в обжимной клети и горячую прокатку, в особенности важно, что скорость охлаждения во время литья является настолько высокой, чтобы температура томления перед прокаткой в обжимной клети не становилась слишком высокой. Также важно, чтобы горячая прокатка выполнялась в два этапа, и температурный диапазон на каждом этапе контролировался надлежащим образом. Подробные условия каждого этапа являются следующими.
[0033] При литье важно обеспечить тонкое диспергирование MnS, кристаллизующегося во время охлаждения. Более конкретно, скорость охлаждения от 1500°С до 800°С во время литья должна быть не менее 2,5°С/мин. Скорость охлаждения не менее 2,5°С/мин может быть достигнута, например, увеличением сверх обычного количества тумана, который распыляют в зоне охлаждения во время непрерывного литья. Скорость охлаждения предпочтительно составляет не менее 2,8°С/мин, и более предпочтительно не менее 3,0°С/мин.
[0034] При нагреве перед прокаткой в обжимной клети (томлении) важно предотвратить растворение MnS, который был тонко диспергирован в ходе охлаждения во время литья, и температура нагрева (томления) должна составлять от 1100 до 1200°С. Температура нагрева предпочтительно составляет не более 1180°С, и более предпочтительно не более 1170°С. В дополнение, после прокатки в обжимной клети охлаждение до комнатной температуры предпочтительно выполняют со скоростью не более 5°С/сек, и более предпочтительно со скоростью не более 3°С/сек. Продолжительность нагрева не является конкретно ограниченной и составляет, например, от около 0 до 100 минут при температуре томления.
3
3
[0035] При горячей прокатке важно выполнять прокатку в два этапа в различных температурных диапазонах. На первом этапе обеспечивают возможность MnS, тонко диспергированному во время литья, подвергаться композитному соосаждению с карбидами титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобными. На втором этапе обеспечивают образование ферритной составляющей. Более конкретно, первую горячую прокатку выполняют при температуре обработки от 970 до 1150°С, с последующим охлаждением до температуры от Ас до 950°С, и затем выполняют вторую горячую прокатку при температуре обработки Ас до 950°С. Температура первой обработки предпочтительно составляет от 1000 до 1130°С, и более предпочтительно от 1020 до 1100°С. В дополнение, температура второй обработки предпочтительно составляет от 800 до 930°С. Скорость охлаждения от температуры первой обработки до температуры второй обработки не является конкретно ограниченной и составляет, например, около 10°С/сек. Предпочтительно, чтобы скорость охлаждения после второй прокатки составляла не более 5°С/сек, чтобы не образовывались бейнит или мартенсит.
Примеры
[0036] Далее настоящее изобретение будет описано с дополнительными подробностями с привлечением примеров. Настоящее изобретение не ограничивается нижеследующими примерами, и, разумеется, любая модификация в рамках описанной выше или ниже цели находится в пределах технической области настоящего изобретения.
[0037] Стали, имеющие химические компоненты, показанные в таблицах 1-3, были отлиты в слитки в соответствии со стандартным способом разливки металла в слитки, подвергнуты литью, томлению и горячей штамповке (была имитирована упомянутая выше прокатка в обжимной клети), с последующим охлаждением до комнатной температуры (скорость охлаждения: 5°С/сек). После этого, после повторного нагрева, была выполнена первая проковка (была имитирована вышеупомянутая первая горячая прокатка), с последующим охлаждением до температуры второй проковки (была имитирована вышеупомянутая вторая горячая прокатка), и затем была выполнена вторая проковка с последующим охлаждением до комнатной температуры (скорость охлаждения: 5°С/сек), с получением тем самым стального стержня с диаметром 30 мм. Скорость охлаждения (°С/мин) во время литья, температура томления (°С), продолжительность томления (минут) и температуры первой и второй проковки (°С) показаны в таблицах 1-3.
[0038]
Таблица 1
No.
Химические компоненты (% по массе),*остальное количество: железо и неизбежные примеси
Условия изготовления
Литье
Прокатка в обжимной клети
Горячая прокатка
С
Si
Mn
S
Cr
Al
Ti
Nb
В
N
Mo
Cu
Ni
Скорость охлаж-дения (°С/мин)
Темпе-ратура томле-ния (°С)
Продолжитель-ность томле-ния (минут)
Темпе-ратура первой проков-ки (°С)
Темпе-ратура второй проков-ки (°С)
1
0,19
0,07
0,73
0,011
1,94
0,031
0,040
0,040
0,0012
0,0050
0,08
2,5
1100
60
1000
950
2
0,18
0,05
0,46
0,010
1,42
0,030
0,038
0,075
0,0014
0,0036
3,0
1100
60
1000
950
3
0,21
0,36
0,44
0,008
1,40
0,029
0,056
0,076
0,0018
0,0062
0,11
2,5
1100
60
1050
900
4
0,21
0,40
0,40
0,007
1,61
0,030
0,056
0,079
0,0170
0,0073
0,10
2,5
1100
60
1050
900
5
0,19
0,05
0,52
0,010
1,66
0,082
0,083
0,072
0,0012
0,0088
3,5
1100
60
1000
950
6
0,18
0,08
0,60
0,012
1,89
0,029
0,046
0,049
0,0011
0,0045
2,5
1100
60
1000
950
7
0,19
0,08
0,47
0,009
1,39
0,065
0,034
0,064
0,0008
0,0033
2,5
1100
60
1000
925
8
0,17
0,09
0,57
0,017
1,65
0,089
0,039
0,079
0,0024
0,0151
3,0
1100
60
1050
925
9
0,18
0,07
0,69
0,013
1,45
0,079
0,033
0,032
0,0019
0,0081
2,5
1100
60
1050
950
10
0,19
0,01
0,58
0,017
1,60
0,049
0,034
0,081
0,0009
0,0108
3,0
1100
60
1000
900
11
0,18
0,09
0,66
0,018
1,56
0,065
0,083
0,048
0,0008
0,0119
3,0
1100
60
1000
950
12
0,18
0,09
0,71
0,019
1,78
0,056
0,083
0,052
0,0006
0,0146
3,0
1100
60
1000
950
13
0,19
0,09
0,71
0,018
1,62
0,059
0,075
0,074
0,0028
0,0148
3,0
1100
60
1050
950
14
0,18
0,02
0,56
0,014
1,76
0,051
0,057
0,073
0,0008
0,0089
2,5
1100
60
1050
950
15
0,18
0,07
0,67
0,020
1,65
0,089
0,082
0,029
0,0027
0,0141
2,5
1100
60
1050
950
16
0,17
0,40
0,47
0,020
1,84
0,038
0,049
0,051
0,0025
0,0133
2,5
1100
60
1050
900
17
0,18
0,44
0,45
0,019
1,65
0,039
0,055
0,038
0,0017
0,0048
2,5
1100
60
1000
950
18
0,18
0,04
0,67
0,017
1,55
0,033
0,084
0,078
0,0038
0,0089
3,5
1100
45
1000
925
19
0,18
0,10
0,64
0,015
1,70
0,070
0,063
0,088
0,0016
0,0172
3,0
1100
45
1000
925
20
0,19
0,09
0,63
0,009
1,85
0,082
0,033
0,078
0,0022
0,0079
2,5
1100
45
1000
950
21
0,17
0,07
0,67
0,016
1,49
0,043
0,079
0,082
0,0027
0,0170
2,5
1100
45
1050
950
22
0,19
0,02
0,48
0,018
1,36
0,086
0,087
0,082
0,0014
0,0094
0,12
3,0
1100
60
1050
900
23
0,19
0,37
0,70
0,011
1,79
0,077
0,064
0,071
0,0007
0,0107
2,5
1100
60
1050
950
24
0,18
0,06
0,61
0,016
1,61
0,063
0,063
0,031
0,0023
0,0088
2,5
1100
60
1050
950
25
0,18
0,02
0,61
0,011
1,42
0,040
0,040
0,029
0,0022
0,0039
2,5
1100
60
1000
950
26
0,20
0,10
0,65
0,020
1,85
0,029
0,072
0,052
0,0011
0,0038
3,5
1100
60
1050
950
[0039]
Таблица 2
No.
Химические компоненты (% по массе),*остальное количество: железо и неизбежные примеси
Условия изготовления
Литье
Прокатка в обжимной клети
Горячая прокатка
С
Si
Mn
S
Cr
Al
Ti
Nb
В
N
Mo
Cu
Ni
Ско-рость охлаж-дения (°С/мин)
Темпе-ратура томле-ния (°С)
Продолжитель-ность томле-ния (минут)
Темпе-ратура первой проков-ки (°С)
Темпе-ратура второй проков-ки (°С)
27
0,18
0,05
0,74
0,019
1,84
0,033
0,039
0,051
0,0032
0,0128
3,0
1100
60
1050
950
28
0,19
0,40
0,79
0,009
1,60
0,043
0,071
0,035
0,0005
0,0155
2,5
1100
60
1000
950
29
0,18
0,05
0,68
0,017
1,37
0,033
0,045
0,049
0,0020
0,0146
3,0
1100
45
1000
950
30
0,19
0,07
0,71
0,012
1,33
0,049
0,070
0,062
0,0022
0,0089
2,5
1100
45
1050
950
31
0,20
0,08
0,66
0,011
1,44
0,039
0,077
0,037
0,0009
0,0058
2,5
1100
45
1050
950
32
0,18
0,08
0,80
0,012
1,33
0,087
0,036
0,073
0,0023
0,0144
3,0
1100
45
1000
950
33
0,18
0,35
0,77
0,015
1,56
0,087
0,033
0,088
0,0012
0,0173
0,20
3,0
1100
60
1000
950
34
0,18
0,03
0,73
0,014
1,44
0,058
0,059
0,078
0,0039
0,0117
3,5
1100
60
1000
950
35
0,19
0,09
0,46
0,012
1,68
0,087
0,032
0,033
0,0009
0,0085
2,5
1100
60
1000
950
36
0,18
0,06
0,48
0,016
1,89
0,063
0,049
0,039
0,0014
0,0105
0,05
2,5
1175
60
1125
950
37
0,18
0,02
0,62
0,008
1,75
0,076
0,049
0,062
0,0009
0,0060
3,5
1100
60
1125
950
38
0,21
0,09
0,82
0,008
1,28
0,060
0,066
0,041
0,0018
0,0057
3,5
1100
60
1000
950
39
0,21
0,07
0,72
0,015
1,49
0,073
0,068
0,028
0,0012
0,0080
3,0
1100
60
1000
950
40
0,17
0,08
0,64
0,012
1,55
0,049
0,060
0,048
0,0026
0,0100
0,23
3,0
1100
60
1000
950
41
0,21
0,07
0,53
0,019
1,72
0,035
0,088
0,056
0,0035
0,0048
3,0
1100
60
1000
950
42
0,19
0,04
0,48
0,017
1,61
0,080
0,061
0,059
0,0020
0,0050
0,11
2,5
1100
60
1000
950
43
0,20
0,07
0,48
0,017
1,31
0,075
0,090
0,070
0,0032
0,0045
0,08
2,5
1100
60
1000
950
44
0,21
0,04
0,41
0,008
1,22
0,059
0,087
0,038
0,0008
0,0071
0,10
2,5
1100
60
1000
950
45
0,20
0,04
0,42
0,015
1,42
0,068
0,055
0,077
0,0011
0,0066
0,38
0,08
0,06
2,5
1100
60
1000
950
46
0,20
0,06
0,70
0,015
1,36
0,043
0,079
0,045
0,0007
0,0174
0,25
0,04
3,0
1100
60
1000
950
47
0,20
0,02
0,48
0,011
1,82
0,050
0,045
0,071
0,0005
0,0081
3,0
1100
60
1000
950
48
0,18
0,09
0,46
0,014
1,71
0,036
0,090
0,071
0,0039
0,0167
3,0
1100
60
1000
950
49
0,18
0,09
0,57
0,016
1,40
0,080
0,075
0,063
0,0037
0,0116
3,0
1100
60
1000
900
[0040]Таблица 3
No.
Химические компоненты (% по массе),*остальное количество: железо и неизбежные примеси
Условия изготовления
Литье
Прокатка в обжимной клети
Горячая прокатка
С
Si
Mn
S
Cr
Al
Ti
Nb
В
N
Mo
Cu
Ni
Ско-рость охлаж-дения (ºС/мин)
Температура томле-ния (ºС)
Продолжитель-ность томле-ния (минут)
Температура первой про-ковки (ºС)
Темпе-ратура второй проковки (ºС)
50
0,21
0,07
1,22
0,013
1,04
0,109
0,010
0,040
0,0006
0,0190
0,17
0,06
0,04
2,5
1100
60
-
950
51
0,21
0,35
0,44
0,008
1,40
0,029
0,056
0,076
0,0018
0,0062
0,11
3,0
1100
60
-
1100
52
0,20
0,08
0,45
0,007
1,02
0,033
0,062
0,072
0,0015
0,0068
0,01
3,0
1250
60
-
950
53
0,23
9,00
0,80
0,006
1,52
0,037
0,118
0,023
0,0012
0,0058
0,08
3,0
1100
60
-
950
54
0,18
0,07
0,28
0,012
3,12
0,038
0,059
0,066
0,0028
0,0062
3,0
1100
60
-
950
55
0,21
0,05
0,62
0,015
1,35
0,040
0,081
0,126
0,0021
0,0068
3,0
1100
60
-
950
56
0,18
0,05
0,74
0,019
1,84
0,033
0,039
0,051
0,0032
0,0128
3,0
1100
60
-
950
57
0,18
0,03
0,73
0,014
1,44
0,058
0,059
0,078
0,0039
0,0117
3,0
1100
60
-
950
58
0,19
0,07
0,45
0,018
1,06
0,028
0,044
0,021
0,0027
0,0046
2,0
1000
60
-
950
59
0,20
0,24
0,80
0,009
1,00
0,059
0,012
0,040
0,0030
0,0196
2,5
1320
180
1000
900
60
0,21
0,06
0,42
0,007
1,27
0,030
0,060
0,070
0,0018
0,0060
3,0
1300
30
-
950
61
0,20
0,13
0,50
0,012
1,07
0,015
0,069
0,087
0,0012
0,0054
2,5
1250
150
-
900
[0041] Полученный стальной стержень был подвергнут измерению с использованием следующих методов.
2
[0042] (1) Измерение выделившихся фаз. Отполировали полученный стальной стержень в продольном сечении (в плоскости, параллельной центру вала) в положении D/4 (D представляет диаметр стального стержня), и провели измерение на произвольном участке 10 мм × 10 мм с использованием автоматического прибора EPMA (электронно-зондового анализатора). В отношении включений, имеющих размер не менее 2 мкм, в случае, где содержание Ti было не менее 5% по массе, они считались как «содержащие Ti», тогда как в случае, где содержание Nb составляло не менее 5% по массе, они рассматривались как «содержащие Nb». Также для Mn и S, в случае, где уровни содержания каждого из них были не менее 5% по массе, они считались как «содержащие Mn» или «содержащие S». Подробные условия измерений являются следующими.
Анализатор EPMA: электронно-зондовый анализатор JXA-8100 (производства фирмы NEC Corporation)
Анализатор (EDS): System Six (производства фирмы Thermo Fisher Scientific K.K.)
Ускоряющее напряжение: 15 кВ
Рабочий ток: 4 нА
Увеличение при наблюдении: ×200
[0043] (2) Измерение пригодности к холодной штамповке
2
Из полученного стального стержня вырезали испытательный образец с размерами 20 мм (диаметр)×30 мм, как показано в Фиг. 1, и подвергли обработке для сфероидизации, показанной в Фиг. 2, то есть, термической обработке, в которой испытательный образец нагревали до температуры 740°С, выдерживали при этой температуре в течение 4 часов, охлаждали до температуры 650°С при скорости охлаждения 5°С/час, и затем охлаждали в печи от температуры 650°С до комнатной температуры. На подвергнутом сфероидизации испытательном образце провели испытание на ограниченное сжатие с 50%-ным обжатием при прокатке для измерения сопротивления деформации (Н/мм).
[0044] (3) Измерение характеристик ударной вязкости
2
Из полученного стального стержня изготовили испытательный образец, имеющий показанную в Фиг. 3 форму. Испытательный образец подвергли газовому науглероживанию в условиях науглероживания, показанных в Фиг. 4 (условия стадии науглероживания=температура: 950°С, продолжительность: 100 минут, углеродный потенциал: 0,8%, науглероживающий газ: пропан; условия диффузионной стадии: температура: 850°С, продолжительность: 60 минут, углеродный потенциал: 0,8%, науглероживающий газ: пропан; условия быстрого охлаждения: закалка в масле до температуры 80°С), и затем подвергли отжигу при температуре 160°С в течение 180 минут, с последующим охлаждением на воздухе. После отжига испытательный образец подвергли испытанию ударной вязкости по Шарпи в соответствии со стандартом JIS Z 2242 при нормальной температуре для измерения значения ударной вязкости по Шарпи (Дж/см).
[0045] (4) Наблюдение структуры
Стальной стержень погрузили в поддерживающую подложку таким образом, что продольное сечение (в плоскости, параллельной центру вала) стального стержня в положении D/4 (D представляет диаметр стального стержня) было обнажено. После полирования стальной стержень погрузили в раствор нитала на время около 5 секунд для инициирования коррозии. После этого обследовали участок величиной 700 мкм × 900 мкм и сфотографировали в оптическом микроскопе для идентификации структуры и измерения коэффициента площади.
[0046] (5) Измерение размера зерен
Из стального стержня изготовили столбчатый испытательный образец с размерами 20 мм (диаметр) × 30 мм, и столбчатый испытательный образец подвергли сжатию по направлению высоты при комнатной температуре (сжимаемость: 85%, высота: 3 мм), с последующим науглероживанием и отжигом в тех же условиях, как в пункте (3) выше (условия приведены в Фиг. 4), и измерили размер зерен. Размер зерен измеряли следующим образом. С использованием науглероженного слоя в поперечном сечении подвергнутого науглероживанию и отжигу испытательного образца в положении при эквивалентной деформации 1,2 как положении микроскопического исследования, поперечное сечение протравили и наблюдали с использованием оптического микроскопа (увеличение: ×200) для определения размера зерен ряда бывших аустенитных зерен в соответствии со стандартом JIS G 0551.
[0047] Результаты показаны в таблицах 4-6. Между прочим, таблицы 4-6 также показывают ряд выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, которые выходят за пределы заданного диапазона настоящего изобретения.
[0048]
Таблица 4
No.
Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм<sup>2</sup>)
Ферритная составляющая (% по площади)
Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см<sup>2</sup>)
Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb
Размер зерен
Средний размер (мкм<sup>2</sup>), более 5 мкм<sup>2</sup> без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм<sup>2</sup>
Более 5 мкм<sup>2</sup> и менее 20 мкм<sup>2</sup>
Не менее 20 мкм<sup>2</sup>
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
1
609
80
66,0
0,1
0,2
1,2
3,5
0,0
0,1
8,0
8,6
2
554
85
79,7
0,0
0,3
1,3
6,7
0,0
0,9
8,5
11,1
3
601
83
9,7
0,0
0,2
1,2
5,4
0,0
0,5
8,5
13,2
4
607
82
9,8
0,0
0,1
1,3
4,7
0,0
0,8
9,0
11,6
5
582
85
61,6
0,0
0,6
1,2
9,3
0,0
0,7
9,0
10,5
6
572
81
67,5
0,2
0,5
1,7
3,7
0,0
0,3
8,0
12,6
7
567
84
46,3
0,2
0,7
1,6
3,7
0,0
0,9
8,5
12,3
8
581
82
53,9
0,2
0,2
1,2
5,1
0,0
0,6
9,0
11,0
9
565
81
59,1
0,2
0,7
1,6
1,5
0,0
0,5
8,0
13,7
10
594
81
41,2
0,0
0,4
1,7
4,6
0,0
0,3
8,0
11,6
11
573
84
81,8
0,2
0,8
1,4
7,9
0,0
0,2
8,5
8,9
12
591
84
54,9
0,4
0,7
1,5
8,2
0,0
0,5
8,5
8,4
13
607
82
49,1
0,3
0,6
1,6
8,8
0,0
0,5
9,0
10,0
14
581
82
43,5
0,2
1,2
1,2
6,5
0,0
0,4
8,0
12,4
15
592
83
54,8
0,4
0,5
1,2
6,7
0,0
0,8
9,5
9,5
16
591
85
61,1
0,3
0,9
1,6
4,5
0,0
0,6
8,5
11,9
17
572
84
69,8
0,2
1,1
1,6
4,5
0,0
0,2
8,0
8,4
18
565
84
76,5
0,2
1,0
1,2
9,8
0,0
0,7
9,5
9,3
19
596
83
42,1
0,2
0,6
1,1
8,1
0,0
0,0
8,0
7,2
20
594
85
63,7
0,2
1,1
1,4
4,4
0,0
0,4
9,0
11,7
21
582
82
72,2
0,3
0,7
1,4
9,2
0,0
0,8
9,0
11,0
22
604
84
53,9
0,1
0,8
1,2
8,2
0,0
0,8
9,0
10,5
23
604
83
50,1
0,4
0,6
1,4
7,2
0,0
0,4
8,5
8,8
24
574
81
70,9
0,3
1,0
1,2
5,0
0,0
0,9
8,0
12,5
25
564
83
78,4
0,2
1,1
1,9
1,9
0,0
0,7
7,5
13,3
26
579
84
50,0
0,1
0,9
1,3
7,4
0,0
0,7
8,0
12,4
[0049]
Таблица 5
No.
Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм<sup>2</sup>)
Ферритная составляющая (% по площади)
Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см<sup>2</sup>)
Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb
Размер зерен
Средний размер (мкм<sup>2</sup>), более 5 мкм<sup>2</sup> без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм<sup>2</sup>
Более 5 мкм<sup>2</sup> и менее 20 мкм<sup>2</sup>
Не менее 20 мкм<sup>2</sup>
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
27
598
82
58,9
0,1
1,0
1,8
3,1
0,0
0,4
8,0
12,2
28
610
80
44,8
0,1
0,7
1,2
6,4
0,0
0,8
8,0
11,0
29
578
80
46,9
0,0
0,2
1,7
3,7
0,0
0,3
7,5
12,4
30
570
85
61,8
0,3
0,4
1,1
8,0
0,0
0,4
8,5
9,4
31
594
85
66,0
0,3
1,1
1,2
7,2
0,0
0,7
8,5
9,8
32
583
82
60,8
0,2
0,3
1,3
4,4
0,0
0,4
8,0
10,3
33
600
82
45,7
0,2
0,5
1,3
4,9
0,0
0,9
8,0
11,8
34
578
84
62,4
0,4
1,3
1,1
7,6
0,0
0,1
8,5
7,2
35
574
83
44,4
0,4
0,7
1,6
1,5
0,0
0,1
7,5
10,6
36
578
85
66,1
0,0
0,3
1,5
3,8
0,0
0,8
8,0
12,3
37
560
81
68,6
0,0
0,4
1,2
5,2
0,0
0,6
8,5
8,9
38
588
84
49,0
0,2
0,8
1,2
5,9
0,0
0,6
8,5
12,1
39
596
84
45,1
0,0
0,8
1,1
5,6
0,0
0,8
8,0
13,3
40
609
82
76,2
0,3
0,7
1,3
5,7
0,0
0,0
8,5
12,5
41
583
84
43,2
0,1
1,0
1,3
8,9
0,0
0,7
8,5
12,6
42
584
85
52,2
0,1
1,1
1,2
6,7
0,0
0,9
8,0
12,7
43
603
84
38,2
0,0
0,2
1,2
10,0
0,0
0,1
9,5
8,2
44
599
81
42,2
0,0
0,2
1,1
8,4
0,0
0,1
8,0
7,5
45
601
81
43,2
0,1
0,8
1,1
7,3
0,0
0,8
8,5
11,5
46
594
80
45,2
0,1
0,9
1,0
7,5
0,0
0,8
8,5
11,3
47
599
83
37,4
0,4
1,4
1,5
4,9
0,0
0,9
8,5
12,9
48
588
84
43,8
0,0
0,7
1,3
10,0
0,0
0,8
9,5
11,8
49
568
82
55,4
0,1
0,1
1,2
8,1
0,0
0,6
9,0
10,2
[0050]
Таблица 6
No.
Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм<sup>2</sup>)
Ферритная составляющая (% по площади)
Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см<sup>2</sup>)
Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb
Размер зерен
Средний размер (мкм<sup>2</sup>), более 5 мкм<sup>2</sup> без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм<sup>2</sup>
Более 5 мкм<sup>2</sup> и менее 20 мкм<sup>2</sup>
Не менее 20 мкм<sup>2</sup>
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм<sup>2</sup>)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
С MnS (компо-зитные)
Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
50
659
75
19,7
0,4
0,1
0,7
0,4
0,3
0,3
6,0
14,8
51
680
65
42,0
0,0
0,3
0,3
7,9
0,3
1,4
8,5
13,9
52
662
72
36,1
0,0
0,6
0,5
8,5
0,1
0,2
8,5
9,7
53
638
65
44,9
0,2
1,8
0,7
10,9
0,2
1,2
8,5
12,4
54
642
78
26,6
0,1
0,4
0,5
7,9
0,1
0,4
8,0
10,7
55
621
63
6,7
0,2
1,2
0,7
13,4
0,1
0,3
8,0
8,1
56
623
78
32,0
0,0
0,8
0,1
4,2
0,0
0,3
8,0
11,6
57
586
77
4,3
0,4
0,3
0,8
8,3
0,7
0,2
8,0
10,1
58
632
80
6,8
0,0
1,2
0,2
3,2
0,0
0,8
7,5
14,6
59
689
85
34,7
0,0
2,5
0,3
0,7
0,0
1,3
6,5
14,4
60
619
78
21,8
0,0
0,4
0,1
8,1
0,0
0,2
8,5
8,9
61
638
81
24,0
0,0
1,4
0,1
10,0
0,0
4,0
8,0
13,4
2
2
2
2
[0051] В образцах №№ 1-49 компонентный состав и способ изготовления регулировались надлежащим образом. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер не менее 20 мкм, удовлетворяют требованиям настоящего изобретения, и также ферритная составляющая составляет более 77% по площади. В результате достигнуты превосходные пригодность к холодной штамповке и характеристики ударной вязкости. Между прочим, как показано в таблицах 4-6, ни одна из выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм в образцах №№ 1-49, не содержит Mn и S.
[0052] Между тем, в образцах №№ 50-61 по меньшей мере один фактор из компонентного состава и способа изготовления не удовлетворял требованиям настоящего изобретения. В результате по меньшей мере одно из пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости было недостаточным.
2
2
[0053] В образце № 50 уровни содержания Mn и Al были высокими, и также проковка, которая эквивалентна горячей прокатке, была выполнена только при вторых условиях. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
2
2
2
[0054] В образце № 51 первую проковку не выполняли, и также температура второй проковки была высокой. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
2
2
[0055] В образце № 52 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
2
2
2
[0056] В образце № 53 содержание Ti было высоким, и также не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
2
2
2
2
[0057] В образце № 54 содержание Cr было высоким, и также не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке. В образце № 55 содержание Nb было высоким, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточным пригодности к холодной штамповке и характеристикам ударной вязкости.
2
2
[0058] В образце № 56 не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
[0059] В образце № 57 не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому ферритная составляющая была недостаточной, приводя к недостаточным характеристикам ударной вязкости.
2
2
[0060] В образце № 58 скорость охлаждения во время литья была низкой, температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, были недостаточными, приводя к недостаточным пригодности к холодной штамповке и характеристикам ударной вязкости.
2
2
2
[0061] В образце № 59 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
2
2
2
[0062] В образцах №№ 60 и 61 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому в обоих случаях композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм и менее 20 мкм, были недостаточными. Кроме того, в образце № 61 происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм. В результате в обоих случаях пригодность к холодной штамповке была недостаточной.