СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ СТАЛЬНОЙ ДЕТАЛИ И СООТВЕТСТВУЮЩАЯ СТАЛЬНАЯ ДЕТАЛЬ
METHOD OF PRODUCING STEEL PART AND CORRESPONDING STEEL PART

Область техники, к которой относится изобретение
Способ получения стальной детали и деформированной стальной детали, обладающей отличными механическими свойствами, а также соответствующая стальная деталь и деформированная стальная деталь.
Уровень техники
В последние годы в многочисленных промышленных отраслях появилась нарастающая потребность в получении деталей, выполненных из стали, которые обеспечивают хороший компромисс между механической прочностью и массой.
В частности, такие детали могут быть использованы в автомобильной промышленности, например, для общей топливной магистрали в системах впрыскивания топлива дизельных двигателей или для других высокопрочных автомобильных деталей большого диаметра с улучшенной усталостной прочностью.
С этой целью были разработаны стали, в которых наблюдается так называемый эффект пластичности, вызванной превращением (TRIP), когда они подвергаются деформации. Более конкретно, в процессе деформации, остаточный аустенит, содержащийся в этих сталях, превращается в мартенсит, что делает возможным увеличить степень удлинения и обеспечить отличную комбинацию прочности и пластичности этим сталям.
Например, в документе EP 2 365 103 описана сталь, которая способна подвергаться такому эффекту TRIP. Однако сталь, раскрытая в документе EP 2 365 103, не является вполне удовлетворительной.
Конечно, для того, чтобы получить желательные механические характеристики, необходимо подвергать детали, полученные путем горячей прокатки, специальной термической обработке, названной аустемперинг (отпуск аустенита), при которой стальные детали необходимо выдерживать при заданной температуре выдержки, находящейся в диапазоне между 300°C и 450°C в течение времени между 100 и 2000 с, но предпочтительно время равно 1000 с. Необходимость проведения обработки отпуска аустенита увеличивает затраты и объём работ при производстве деталей. В частности, операцию отпуска аустенита обычно проводят с использованием солевой ванны, которая, очевидно, создает проблему безопасности для окружающей среды.
Краткое изложение изобретения
Целью настоящего изобретения является разработка высокопрочного сорта стали, которая обладает отличными механическими свойствами при снижении стоимости производства и объёма работ, и более конкретно, типа стали, имеющей предел текучести больше или равный 750 МПа, предел прочности на растяжение больше или равный 1000 МПа и равномерное удлинение больше или равное 10%, с получением однородной микроструктуры без сегрегации, и хорошую ударную вязкость.
С этой целью, в изобретении разработан способ получения стальной детали, включающий следующие последовательные стадии:
- отливка стали для того, чтобы получить полупродукт, причем указанная сталь имеет состав, содержащий по массе:
0,10% ≤ C ≤ 0,35%
0,8% ≤ Si ≤ 2,0%
1,8% ≤ Mn ≤ 2,5%
P ≤ 0,1%
0% ≤ S ≤ 0,4%
0% ≤ Al ≤ 1,0%
N ≤ 0,015%
0% ≤ Mo ≤ 0,4%
0,02% ≤ Nb ≤ 0,08%
0,02% ≤ Ti ≤ 0,05%
0,001% ≤ B ≤ 0,005%
0,5 % ≤ Cr ≤ 1,8%
0% ≤ V ≤ 0,5%
0% ≤ Ni ≤ 0,5%,
остальное Fe и неизбежные примеси, возникающие при плавлении,
- горячая прокатка полупродукта при начальной температуре горячей прокатки выше, чем 1000°C, и охлаждение полученного таким образом продукта, путем охлаждения воздухом до комнатной температуре для того, чтобы получить горячекатаную стальную деталь, причем указанная горячекатаная стальная деталь имеет, после охлаждения воздухом до комнатной температуры, микроструктуру, состоящую в долях поверхности из 70% - 90% бейнита, от 5% до 25% M/А соединений и самое большее 25% мартенсита, при этом бейнит и соединения M/А содержат остаточный аустенит так, что суммарное содержание остаточного аустенита в стали составляет между 5% и 25%, а содержание углерода в остаточном аустените находится между 0,8% и 1,5% по массе.
Способ получения стальной детали дополнительно может включать один или несколько следующих признаков, взятых отдельно или в соответствии с любой технически возможной комбинацией:
- способ дополнительно включает стадию повторного нагревания полупродукта до температуры, находящейся между 1000°C и 1250°C, до горячей прокатки, причем горячую прокатку проводят на повторно нагретом полупродукте;
- сталь содержит между 0,9% и 2,0% по массе кремния, более конкретно между 1,0% и 2,0% по массе кремния, еще более конкретно между 1,1% и 2,0% по массе кремния, и еще более конкретно между 1,2% и 2,0% по массе кремния;
- сталь содержит между 1,8% и 2,2% по массе марганца;
- сталь содержит между 0% и 0,030% по массе алюминия;
- сталь содержит между 0,05% и 0,2% по массе молибдена;
- содержание титана и азота является таким, что Ti ≥ 3,5xN;
- сталь содержит между 0,5% и 1,5% по массе хрома;
- после горячей прокатки горячекатаная стальная деталь охлаждается до комнатной температуры, причем охлаждение предпочтительно осуществляется воздушным охлаждением, в частности путем охлаждения окружающим воздухом или путем охлаждения воздухом в регулируемом импульсном режиме;
- после охлаждения до комнатной температуры, горячекатаная стальная деталь подвергается холодной штамповке, в частности в прессе для холодной штамповки, с образованием горячекатаной и деформированной стальной детали;
3
- способ дополнительно включает, после стадии горячей прокатки, стадию нагревания указанной горячекатаной стальной детали до температуры термической обработки больше или равной температуре Ac для стали в течение времени, находящемся между 10 и 120 минут, с последующим охлаждением от указанной температуры термической обработки до комнатной температуры для того, чтобы получить горячекатаную и термически обработанную стальную деталь;
- указанное охлаждение представляет собой воздушное охлаждение, в частности охлаждение окружающим воздухом или охлаждение воздухом в регулируемом импульсном режиме;
- между стадией нагревания горячекатаной стальной детали до температуры термической обработки и охлаждения до комнатной температуры, горячекатаная стальная деталь подвергается горячей штамповке, в частности в прессе для горячей штамповки, причем горячекатаная и термически обработанная стальная деталь представляет собой горячекатаную, термически обработанную и деформированную стальную деталь;
- после охлаждения от температуры термической обработки до комнатной температуры, горячекатаная и термически обработанная стальная деталь подвергается холодной штамповке, особенно в прессе для холодной штамповки, чтобы получить горячекатаную, термически обработанную и деформированную стальную деталь.
Кроме того, изобретение относится к горячекатаной стальной детали, имеющей состав, содержащий по массе:
0,10% ≤ C ≤ 0,35%
0,8% ≤ Si ≤ 2,0%
1,8% ≤ Mn ≤2,5%
P ≤ 0,1%
0% ≤ S ≤ 0,4%
0% ≤ Al ≤ 1,0%
N ≤ 0,015%
0% ≤ Mo ≤ 0,4%
0,02% ≤ Nb ≤ 0,08%
0,02% ≤ Ti ≤ 0,05%
0,001% ≤ B ≤ 0,005%
0,5 % ≤ Cr ≤ 1,8%
0% ≤ V ≤ 0,5%
0% ≤ Ni ≤ 0,5%
остальное Fe и неизбежные примеси, возникающие при плавлении,
причем горячекатаная стальная деталь имеет микроструктуру, состоящую в долях поверхности из 70% - 90% бейнита, от 5% до 25% M/А соединений и самое большее 25% мартенсита, при этом бейнит и M/А соединения, содержат остаточный аустенит так, что суммарное содержание остаточного аустенита в стали составляет между 5% и 25%, а содержание углерода в остаточном аустените находится между 0,8% и 1,5% по массе.
Кроме того, горячекатаная стальная деталь может включать один или несколько следующих признаков, взятых отдельно или в соответствии с любой технически возможной комбинацией:
- указанная горячекатаная стальная деталь имеет предел текучести (YS) больше или равный 750 МПа, предел прочности на растяжение (TS) больше или равный 1000 МПа и относительное удлинение (EI) больше или равное 10%;
- горячекатаная стальная деталь представляет собой цельный пруток, имеющий диаметр, находящийся между 25 и 100 мм;
- горячекатаная стальная деталь представляет собой проволоку, имеющую диаметр, находящийся между 5 и 35 мм.
Теперь изобретение будет описано более подробно в следующем описании.
Подробное описание изобретения
Способ получения стальной детали согласно изобретению включает в себя стадию отливки стали для того, чтобы получить полупродукт, причем указанная сталь имеет состав, содержащий, по массе:
0,10% ≤ C ≤ 0,35%, и более конкретно 0,15% ≤ C ≤ 0,30%,
0,8% ≤ Si ≤ 2,0%, и предпочтительно 1,2% ≤ Si ≤ 1,5%
1,8% ≤ Mn ≤ 2,5% и предпочтительно 1,8% ≤ Mn ≤ 2,2%
P ≤ 0,1%
0% ≤ S ≤ 0,4%, более конкретно 0% ≤ S ≤ 0,01%,
0% ≤ Al ≤ 1%, и предпочтительно 0% ≤ Al ≤ 0,030%
N ≤ 0,015%
0% ≤ Mo ≤ 0,4%, и предпочтительно 0,05 % ≤ Mo ≤ 0,2%
0,02% ≤ Nb ≤ 0,08%, и предпочтительно 0,04 % ≤ Nb ≤ 0,06%
0,02% ≤ Ti ≤ 0,05%
0,001% ≤ B ≤ 0,005%
0,5% ≤ Cr ≤ 1,8%, более конкретно 0,5% ≤ Cr ≤ 1,5%, и предпочтительно 0,65% ≤ Cr ≤ 1,2%
0% ≤ V ≤ 0,5%
0% ≤ Ni ≤ 0,5%
остальное Fe и неизбежные примеси, возникающие при плавлении.
В этом сплаве углерод является легирующим элементом, основной эффект которого заключается в контроле и регулировании требуемой микроструктуры и характеристик стали. Углерод стабилизирует аустенит и таким образом, обеспечивает его сохранение даже при комнатной температуре. Кроме того, углерод обеспечивает достижение хорошей механической прочности в сочетании с хорошей пластичностью и ударной вязкостью.
Содержание углерода ниже 0,10% по массе приводит к образованию недостаточной стабильности остаточного аустенита, а также к риску появления проэвтектоидного феррита. Это может привести к неудовлетворительным механическим характеристикам. При содержании углерода выше 0,35%, пластичность и ударная вязкость стали ухудшается за счет появления осевой ликвации. Более того, при содержании углерода выше 0,35% по массе снижается свариваемость стали. Поэтому содержание углерода находится между 0,10% и 0,35% по массе.
Предпочтительно содержание углерода находится между 0,15% и 0,30% по массе.
Содержание кремния находится между 0,8% и 2,0% по массе. Кремний (Si), являясь элементом, который не растворяется в цементите, предотвращает или по меньшей мере задерживает осаждение карбида, в особенности во время образования бейнита, и обеспечивает диффузию углерода в остаточный аустенит, таким образом, способствует стабилизации остаточного аустенита. Кроме того, Si повышает прочность стали путем упрочнения при образовании твёрдого раствора. При содержании кремния ниже 0,8% по массе эти эффекты выражены недостаточно. Содержание кремния выше 2,0% по массе может оказать негативное воздействие на ударную вязкость за счет образования больших частиц оксида. Более того, содержание Si выше, чем 2,0% по массе может привести к ухудшению качества поверхности стали.
Предпочтительно содержание Si находится между 0,9% и 2,0% по массе, более конкретно между 1,0% и 2,0% по массе, еще более конкретно между 1,1% и 2,0% по массе, и еще более конкретно между 1,2% и 2,0% по массе, чтобы обеспечить улучшенную стабилизацию аустенита.
В другом варианте осуществления, содержание Si находится между 0,9% и 1,5% по массе, более конкретно между 1,0% и 1,5% по массе, еще более конкретно между 1,1% и 1,5% по массе, и еще более конкретно между 1,2% и 1,5% по массе.
Содержание марганца находится между 1,8% и 2,5% по массе, и предпочтительно между 1,8 и 2,2% по массе. Марганец играет важную роль для контроля микроструктуры и стабилизации аустенита. В качестве гаммагенического элемента, Mn снижает температуру превращения аустенита, повышает вероятность углеродного обогащения за счет увеличения растворимости углерода в аустените и расширяет диапазон применяемых скоростей охлаждения, поскольку задерживает образование перлита. Дополнительно Mn увеличивает прочность материала путем упрочнения при образовании твёрдого раствора. При содержании Mn меньше 1,8% по массе, эти эффекты выражены недостаточно. Выше 2,5% по массе, происходит преувеличенная сегрегация марганца, что может приводить к образованию полосчатой микроструктуры, и ухудшать механические свойства стали. Кроме того, при содержании выше 2,5% по массе Mn может чрезмерно стабилизировать остаточный аустенит.
Авторы настоящего изобретения полагают, что причиной, по которой характеристика TRIP и другие вышеупомянутые механические свойства могут быть получены непосредственно на горячекатаной детали, которая была непрерывно охлаждена до комнатной температуры путем охлаждения воздухом без необходимости проведения промежуточной стадии изотермического превращения, такой как обработка на отпуск аустенита, является специфическое содержание марганца в стали согласно изобретению. Действительно, выбор содержания марганца в диапазоне между 1,8 мас.% и 2,5 мас.% обеспечивает оптимальную стабилизацию аустенита в стали. Конкретно, авторы настоящего изобретения обнаружили, что при скорости охлаждения больше или равной 0,2°C/с можно избежать образования перлита или феррита, которые могут неблагоприятно повлиять на механические характеристики стальных деталей, когда содержание марганца больше или равно 1,8 мас.%. Более того, содержание марганца больше или равное 1,8 мас.% дает вклад в стабилизацию аустенита в ходе непрерывного охлаждения, без необходимости выдерживания стали при температуре в диапазоне бейнита во время охлаждения. При содержании марганца больше, чем 2,5%, авторы настоящего изобретения наблюдали появление полос сегрегации, что неблагоприятно для других свойств стали, таких как пластичность или ударная вязкость.
Содержание молибдена находится между 0% (соответствует следовому количеству этого элемента) и 0,4% по массе. При наличии молибдена улучшается способность к закаливанию стали, и кроме того, молибден способствует образованию нижнего бейнита путем снижения температуры, при которой появляется эта структура, причем нижний бейнит приводит к хорошей ударной вязкости стали. Однако при содержании больше, чем 0,4% по массе, Mo может оказывать отрицательное влияние на указанную ударную вязкость, особенно в зоне термического воздействия во время сварки. Более того, добавление более 0,4% Mo приводит к излишним затратам.
Предпочтительно содержание Mo находится между 0,05% и 0,2% по массе.
Содержание хрома находится между 0,5% и 1,8% по массе, предпочтительно между 0,5% и 1,5% по массе и еще более предпочтительно между 0,65% и 1,2% по массе. Хром эффективно стабилизирует остаточный аустенит, обеспечивая его заданное количество. Кроме того, хром используется для упрочнения стали. Однако хром, главным образом, добавляют для повышения твёрдости. Хром способствует росту фаз превращения при низкой температуре и обеспечивает получение заданной микроструктуры в широком диапазоне скоростей охлаждения. При содержании ниже 0,5% по массе эти эффекты выражены недостаточно. При содержании выше 1,8% по массе, хром способствует образованию слишком большой доли мартенсита, что неблагоприятно для пластичности продукта. Более того, при содержании выше 1,8% по массе, добавление хрома приводит к излишним затратам.
Содержание ниобия в стали находится между 0,02% и 0,08% по массе. Замедляя диффузию углерода, ниобий увеличивает количество активного (или свободного) бора, путем ограничения или исключения образования борокарбидов типа Fe23(CB)6, которые могут связывать бор и снижать содержание свободного бора. Таким образом, комбинация ниобия и бора обеспечивает значительное снижение скорости образования зародышей феррита, что приводит к образованию широкой области бейнита, обеспечивая образование бейнита в широком диапазоне скоростей охлаждения. Наконец, ниобий вызывает эффект дисперсионного твердения стали путем образования выделений, содержащих азот и/или углерод.
При содержании ниже 0,02% по массе, это влияние ниобия выражено недостаточно. Допускается максимальное содержание ниобия 0,08% по массе для того, чтобы избежать образования слишком больших частиц выделений, которые в последующем могли бы снизить ударную вязкость стали. Более того, добавление ниобия до содержания выше 0,08% по массе, приводит к повышению вероятности появления дефектов растрескивания на поверхности заготовок и блюмов при непрерывной разливке. Эти дефекты, если их нельзя полностью устранить, могут причинять значительный ущерб в части стабильности характеристики готовых деталей, особенно показателя усталостной прочности.
Предпочтительное содержание ниобия находится между 0,04% по массе и 0,06% по массе.
Содержание бора находится между 0,001% и 0,005% по массе. Бор вызывает сегрегацию зерен аустенита, таким образом, замедляя образование зародышей феррита и повышая способность стали к закаливанию. При содержании ниже 0,001% по массе влияние бора выражено недостаточно. Однако содержание бора выше 0,005% по массе может привести к образованию хрупких борокарбидов железа, как описано выше.
Азот считается вредным компонентом. Он захватывает бор путем образования нитридов бора, что снижает роль указанного элемента (бора) в процессе закаливания стали. Поэтому содержание азота составляет максимум 0,015% по массе. Тем не менее, добавка небольшого количества азота дает возможность, путем образования в частности нитридов ниобия (NbN) или карбонитридов ниобия (NbCN) или нитридов алюминия (AlN), предотвратить избыточное укрупнение аустенитных зерен в ходе термических обработок, которым подвергается сталь. Кроме того, азот вносит вклад в упрочнение стали.
Содержание титана в стали находится между 0,02% и 0,05% по массе. Действие титана заключается в предотвращении взаимодействия бора с азотом, причем азот предпочтительнее взаимодействует с титаном, чем с бором. Поэтому предпочтительное содержание титана превышает 3,5*N, где N означает содержание азота в стали.
Содержание серы находится между 0% (соответствует следовому количеству этого элемента) и 0,4%, и более конкретно между 0% и 0,01%. В стали настоящего изобретения содержание серы необходимо поддерживать на минимальном уровне. Действительно, сера имеет тенденцию снижать ударную вязкость и усталостную прочность стали. Тем не менее, поскольку сера улучшает обрабатываемость, ее можно добавлять до уровня 0,4%, если требуется значительное улучшение обрабатываемости стали. На уровне выше 0,4%, влияние серы на обрабатываемость будет насыщаться.
Содержание фосфора находится между 0% (соответствует следовому количеству P) и 0,1%. Даже при содержании ниже 0,1% фосфор замедляет осаждение карбида железа и таким образом, способствует сохранению остаточного аустенита. Тем не менее, за счет выделения на границах зерен, фосфор снижает их когезию и снижает пластичность стали. Поэтому необходимо поддерживать минимально возможное содержание фосфора.
Содержание алюминия находится между 0% (соответствует следовому количеству этого элемента) и 1,0% по массе, предпочтительно между 0% и 0,5% по массе, и еще более предпочтительно между 0% и 0,03% по массе.
В стали изобретения алюминий является необязательным легирующим элементом, который применяется, главным образом, как сильный раскислитель. Алюминий ограничивает количество кислорода, растворенного в жидкой стали и улучшает чистоту включений в деталях. Более того, в виде нитридов, алюминий вносит вклад в контроль укрупнения аустенитных зерен во время горячей прокатки.
Кроме того, алюминий, как и кремний, не растворяется в цементите и, таким образом, предотвращает осаждение цементита. Поэтому алюминий может стабилизировать остаточный аустенит и, таким образом, увеличивать количество образовавшегося остаточного аустенита, даже при добавлении в небольшом количестве, меньше 1,0% по массе, или даже меньше 0,5% по массе.
С другой стороны, в количестве больше, чем 1,0% по массе, Al может вызвать укрупнение включений типа алюминатов, что может ухудшить ударную вязкость стали. Содержание алюминия находится, например, между 0,003% по массе и 0,030% по массе.
Ванадий и никель являются необязательными легирующими элементами. Ванадий, подобно ниобию, вносит вклад в измельчение зёрен. Поэтому можно добавлять до 0,5% по массе ванадия в состав стали.
С другой стороны, никель обеспечивает повышение прочности стали и оказывает благоприятное воздействие на ее сопротивление. Поэтому можно добавлять до 0,5% по массе никеля в состав стали.
Горячекатаная стальная деталь согласно изобретению имеет микроструктуру, состоящую, в долях поверхности, из 70% - 90% бейнита, от 5% до 25% соединений M/А и самое большее 25% мартенсита.
Бейнит и соединения M/А содержат столько остаточного аустенита, что суммарное содержание остаточного аустенита находится между 5% и 25%. Весь остаточный аустенит стали содержится в бейните или в соединениях M/А.
Более конкретно, соединения M/А состоят из остаточного аустенита на периферии частиц соединений M/А, причем аустенит частично превращается в мартенсит в центре частиц соединений M/А.
Остаточный аустенит содержится в бейните между пластинками бейнитного феррита в виде островков и пленок аустенита, и в соединениях M/А.
По меньшей мере 5% остаточного аустенита содержится в соединениях M/А. Наличие соединений M/А в микроструктуре является выгодным в связи с эффектом TRIP в стали. Действительно, поскольку остаточный аустенит, содержащийся в соединениях M/А, будет превращаться в мартенсит при меньшей степени деформации, чем остаточный аустенит, содержащийся в бейните (островки или пленки), наличие указанных соединений приводит к более непрерывному превращению в мартенсит под действием деформации, чем в случае, когда весь остаточный аустенит находился бы в виде остаточного аустенита, содержащегося в бейните (островки или пленки).
Содержание углерода в остаточном аустените находится между 0,8% и 1,5% по массе. Содержание углерода, находящееся в указанном диапазоне, является особенно выгодным, поскольку это приводит к хорошей стабилизации остаточного аустенита.
Более конкретно, содержание углерода в остаточном аустените находится между 1,0% и 1,5% по массе. Это приводит к еще большей стабилизации остаточного аустенита.
Полученные таким образом горячекатаные стальные детали имеют предел текучести YS больше или равный 750 МПа, предел прочности на растяжение TS больше или равный 1000 МПа и относительное удлинение EI больше или равное 10%.
Способ получения стальной детали включает в себя отливку полупродукта, имеющего указанный выше состав. В зависимости от вида получаемого стального продукта, полупродукт может быть сутункой, слитком или блюмом.
Способ дополнительно включает стадию горячей прокатки полупродукта для того, чтобы получить горячекатаную деталь.
В зависимости от вида получаемой стальной детали, горячекатаный продукт может быть проволокой или бруском.
Горячую прокатку осуществляют при начальной температуре горячей прокатки выше, чем 1000°C. Например, до горячей прокатки, полупродукт повторно нагревают до температуры, находящейся между 1000°C и 1250°C, и затем подвергают горячей прокатке.
После горячей прокатки, горячекатаную деталь охлаждают до комнатной температуры путем охлаждения воздухом, и например, путем охлаждения окружающим воздухом или путем охлаждения воздухом в регулируемом импульсном режиме.
В случае воздушного охлаждения горячекатаная деталь непрерывно охлаждается от температуры горячей прокатки до комнатной температур, без выдерживания при конкретной промежуточной температуры. В этом контексте промежуточная температура представляет собой температуру, находящуюся между температурой горячей прокатки и комнатной температурой, отличаясь от температуры горячей прокатки и комнатной температуры.
В случае охлаждения окружающим воздухом продукт оставляют охлаждаться в окружающем воздухе, без принудительной конвекции.
Охлаждения воздухом в регулируемом импульсном режиме можно осуществлять, например, с использованием вентиляторов, работа которых регулируется в зависимости от желательной скорости охлаждения.
Скорость охлаждения в центре горячекатаного продукта в ходе охлаждения воздухом от конечной температуры горячей прокатки до комнатной температуры преимущественно составляет 0,2°C/с или больше, и например, равна 5°C/с или меньше.
Способ получения стальной детали согласно изобретению необязательно может включать, после стадии горячей прокатки, стадию проведения термической обработки указанной горячекатаной детали для того, чтобы получить горячекатаную и термически обработанную стальную деталь.
Стадия термической обработки конкретно проводится после охлаждения, и в особенности после охлаждения воздухом горячекатаной стальной детали до комнатной температуры.
3
Такая термическая обработка конкретно может включать нагревание указанной горячекатаной стальной детали до температуры термической обработки, больше или равной температуре Ac стали, в течение времени, находящемся от 10 минут до 120 минут для того, чтобы в конце стадии нагревания сталь имела полностью аустенитную микроструктуру.
3
Более конкретно, температура термической обработки находится между AC +50°C и 1250°C.
Горячекатаную стальную деталь предпочтительно выдерживают при температуре термической обработки в течение времени, находящемся между 30 минут и 90 минут.
Нагревание может осуществляться в инертной атмосфере, и например, в атмосфере азота.
Предпочтительно, после стадии нагревания следует охлаждение воздухом от указанной температуры термической обработки до комнатной температуры для того, чтобы получить горячекатаную и термически обработанную стальную деталь.
Скорость охлаждения в центре продукта в ходе охлаждения воздухом от температуры термической обработки до комнатной температуры преимущественно составляет 0,2°C/с или больше, и например, равна 5°C/с или меньше.
В случае охлаждения окружающим воздухом деталь непрерывно охлаждают от температуры термической обработки до комнатной температуры, без выдерживания при конкретной промежуточной температуре. В этом контексте, промежуточная температура находится между температурой термической обработки и комнатной температурой, отличаясь от температуры термической обработки и комнатной температуры.
Воздушное охлаждение, в частности, представляет собой охлаждение окружающим воздухом или охлаждение воздухом в регулируемом импульсном режиме.
В конце указанной стадии термической обработки получают горячекатаную и термически обработанную стальную деталь.
Необязательно, способ получения стальной детали может включать стадию холодной прокатки. Стадия холодной прокатки может быть осуществлена непосредственно после стадии горячей прокатки, без промежуточной термической обработки. Если способ включает в себя стадию термической обработки, то стадию холодной прокатки соответственно проводят после стадии термической обработки.
Согласно одному варианту осуществления, горячекатаная стальная деталь и/или горячекатаная и термически обработанная стальная деталь, полученная указанным выше способом, представляет собой проволоку большого сечения, имеющую диаметр, находящийся между 5 и 35 мм.
Согласно другому варианту осуществления, горячекатаная стальная деталь и/или горячекатаная и термически обработанная стальная деталь, полученная указанным выше способом, представляет собой цельный пруток, имеющий диаметр, находящийся между 25 и 100 мм.
Диаметр цельного прутка, например, может быть равен приблизительно 30 мм или приблизительно до 40 мм. В частности, диаметр горячекатаной стальной детали равен диаметру горячекатаной и термически обработанной стальной детали.
Горячекатаная стальная деталь и горячекатаная и термически обработанная стальная деталь могут иметь различную длину, причем длина горячекатаной и термически обработанной стальной детали меньше, чем длина горячекатаной стальной детали. Например, горячекатаная стальная деталь может быть разрезана на более мелкие части до проведения термической обработки.
Преимущественно, способ дополнительно включает стадию деформации детали для того, чтобы получить деформированную деталь. Указанная стадия формования может быть стадией холодной штамповки или горячей штамповки, и может быть осуществлена на различных этапах процесса. Например, стадия формования представляет собой стадию прессования.
Согласно первому варианту осуществления, стадия формования осуществляется после того, как горячекатаная стальная деталь охлаждается до комнатной температур, и до любой необязательной термической обработки.
В первом варианте осуществления, стадия формования представляет собой стадию холодной штамповки.
В этом варианте осуществления, деталь, полученная после стадии холодной штамповки, представляет собой горячекатаную и деформированную стальную деталь.
В последующем горячекатаная и деформированная стальная деталь может подвергаться аустенизационной термической обработке, которая описана выше, для того чтобы получить горячекатаную, деформированную и термически обработанную стальную деталь. В случае, когда осуществляется аустенизационная термическая обработка, которая описана выше, микроструктура горячекатаной, деформированной и термически обработанной стальной детали является такой же, как микроструктура горячекатаной стальной детали или горячекатаной и термически обработанной стальной детали. Действительно, при термической обработке восстанавливается микроструктура, которая присутствовала до холодной штамповки.
В качестве альтернативы, горячекатаная и деформированная стальная деталь может подвергаться термической обработке, снимающей напряжение, предназначенной для удаления остаточного напряжения, возникающего при холодной штамповке. Такая термическая обработка, снимающая напряжение, может быть осуществлена, например, при температуре, находящейся между 100°C и 500°C в течение времени, находящемся между 10 и 120 минут.
Согласно второму варианту осуществления, стадия формования представляет собой стадию холодной штамповки, которая проводится на горячекатаной и термически обработанной стальной детали, то есть, после проведения термической обработки.
В этом варианте осуществления, после стадии холодной штамповки получают горячекатаную, термически обработанную и деформированную стальную деталь.
В этом варианте осуществления, после стадии холодной штамповки необязательно может следовать стадия аустенизационной термической обработки, которая описана выше, например, если желательно восстановить исходную микроструктуру стальной детали до холодной штамповки, или стадия термической обработки, снимающей напряжение, которая описана выше.
Согласно третьему варианту осуществления, стадия формования проводится во время термической обработки, особенно после того, как горячекатаная стальная деталь нагрета до температуры термической обработки, и до охлаждения до комнатной температуры.
В этом третьем варианте осуществления, стадия формования представляет собой стадию горячей штамповки, предпочтительно стадию горячего прессования. После охлаждения до комнатной температуры получают горячекатаную, термически обработанную и деформированную стальную деталь.
Горячекатаная, необязательно термически обработанная, и деформированная стальная деталь, представляет собой, например, аккумуляторную топливную систему дизельного двигателя.
Необязательно, способ может дополнительно включать стадии чистовой обработки, и в особенности стадии механической обработки или поверхностной обработки, осуществляемой после стадии формования. Стадии поверхностной обработки могут, в частности, включать в себя дробеструйную обработку, обкатывание роликами или нагартовку.
Примеры
Микроструктурный анализ
Анализ микроструктуры проводили на поперечном сечении образцов. Более конкретно, находящиеся в поперечном сечении структуры были охарактеризованы с помощью световой оптической микроскопии (СOM) и сканирующей электронной микроскопии (СЭМ).
Наблюдения методом СOM проводили после травления 2% раствором Nital.
Для исследования методом СЭМ образцы полировали коллоидным кремнезёмом (после последней стадии полирования). Травление с пониженной концентрацией раствора Nital (концентрация 0,5-1%) проводили с целью обнаружения слабой металлографической структуры.
2
2
5
Микроструктуры стали были охарактеризованы с использованием цветного травления с целью распознавания фаз мартенсита, бейнита и феррита, с применением реактива для травления LePera (LePera 1980). Этот реактив представляет собой смесь 1% водного раствора метабисульфита натрия (1 г NaSО в 100 мл дистиллированной воды) и 4% раствора пикриновой кислоты (4 г сухой кислоты в 100 мл этанола), которые смешивают в соотношении 1:1 непосредственно перед применением.
С помощью реактива для травления LePera обнаружены первичные фазы и вторичные фазы, такие как типа бейнита (верхний, нижний), мартенсита, островки и пленки аустенита или соединения M/А. После травления LePera, в световом оптическом микроскопе при увеличении 100 раз, цвет феррита оказывается голубым, бейнита - от синего до коричневого (высший бейнит синий, низший бейнит коричневый), мартенсита - от коричневого до бледно-жёлтого и соединения M/А – белого цвета.
Количество соединений M/А в процентах, для данной площади изображения было измерено с использованием адаптированного программного обеспечения для обработки изображений, в частности программы, обеспечивающей количественный анализ изображений «ImageJ software of processing and image analysis allowed quantifying».
Кроме того, авторы изобретения измеряли суммарное содержание остаточного аустенита методами сигмаметрии или рентгеновской дифракции. Эти методики хорошо известны специалистам в этой области техники.
Механические характеристики
Испытания на растяжение проводили с использованием образца для испытаний типа TR03 (диаметр 5 мм, длина 75 мм). Каждая величина является средней из двух измерений.
Распределение твёрдости исследовали по поперечному сечению образцов. Определение твёрдости по Виккерсу проводили с нагрузкой 30 кг в течение 15 секунд.
В следующих таблицах использованы указанные ниже сокращения:
UB = верхний бейнит
LB = нижний бейнит
M/А = соединения мартенсит/остаточный аустенит
RA = остаточный аустенит.
Обозначение TS (МПа) относится к пределу прочности на растяжение, измеренному стандартным методом испытания на растяжение (ASTM) в продольном направлении относительно направления прокатки,
YS (МПа) относится к пределу текучести, измеренному стандартным методом испытания на растяжение (ASTM) в продольном направлении относительно направления прокатки,
Ra (%) относится к проценту уменьшения площади, измеренной стандартным методом испытания на растяжение (ASTM) в продольном направлении относительно направления прокатки,
EI (%) относится к удлинению, измеренному стандартным методом испытания на растяжение (ASTM) в продольном направлении относительно направления прокатки.
Авторы настоящего изобретения провели следующие эксперименты, используя литые заготовки, выполненные из образцов стали, имеющих состав, приведенный ниже в таблице 1.
Таблица 1
Сталь
C(%)
Si(%)
Mn(%)
N(%)
Mo(%)
Nb(%)
Ti(%)
B(%)
Cr(%)
Ni(%)
P(%)
S(%)
Al(%)
Осталь-ное
1
0,180
1,2
2,1
0,008
0,06
0,06
0,04
0,0025
1,30
0,014
0,010
0,008
0,030
Fe
2
0,200
1,2
2,1
0,008
0,06
0,06
0,04
0,0025
1,40
0,013
0,008
0,008
0,019
Fe
3
0,25
1,3
2,2
0,008
0,100
0,06
0,04
0,0025
1,45
0,013
0,008
0,006
0,027
Fe
В приведенной выше таблице 1 содержание компонентов указано в мас.%.
Затем проводилась горячая прокатка указанных полупродуктов при температуре выше 1000°C, чтобы получить бруски, имеющие диаметр 40 мм, охлажденные естественным образом. Полученные таким образом бруски в последующем называются «после прокатки».
Затем некоторые заготовки из указанных брусков были подвергнуты термической обработке, заключающейся в аустенизации с последующим охлаждением окружающим воздухом до комнатной температуры.
Ниже приведены условия аустенизации:
- температура: 1200°C
- время выдержки (при температуре): 75 минут
- инертная атмосфера: аргон.
Полученные таким образом образцы в последующем называются «термически обработанные».
Кроме того, другие заготовки из горячекатаных брусков («после прокатки»), получены выше, были подвергнуты обработке «аустемперингом» (отпуском аустенита). Более конкретно, сначала образцы подвергали аустенизации, как описано выше, затем охлаждали воздухом и выдерживали к солевой ванне при температуре, зависящей от сорта стали в течение заданного времени выдержки, затем окончательно охлаждали воздухом до комнатной температуры для того, чтобы получить образцы «аустемперинга».
Более конкретно, использовались следующие условия температуры и времени выдержки:
Сталь 1: 400°C в течение 15 минут,
Сталь 2: 380°C в течение 15 минут,
Сталь 3: 360°C в течение 60 минут.
Для каждого из указанных выше сортов стали, для образцов «после прокатки», «термически обработанных» и образцов «аустемперинга» анализировали микроструктуру, содержание остаточного аустенита, твердость, способность к закаливанию, механические характеристики (предел текучести, предел прочности на растяжение, относительное удлинение и уменьшение площади, ударная вязкость). Характеристики микроструктуры и механические характеристики определяли, как описано выше.
В следующей таблице 2 обобщены результаты анализа микроструктуры.
Таблица 2
Сорт
Термическое состояние
Микроструктура
Содержание остаточного аустенита (%)
Средняя доля соединений M/А(%)
Содержание углерода в остаточном аустените (%)
1
Брусок после прокатки
UB (85%) + M/А (10-15%) + LB (следы)
12,2%
12,9%
1,12
Термически обработанный образец
UB (80%) + M/А (15-20%)
14,3%
17,7%
1,08
Образец после «аустемперинга»
LB (30%) + UB (50%) + M/А (15-20%)
10,3%
18,7%
0,91
2
Брусок после прокатки
UB (85%) + M/А (10-15%) + немного LB (<5%)
11,7%
11,2%
1,12
Термически обработанный образец
UB (75%) + M/А (20%) + LB (5%)
13,1%
21,2%
1,10
Образец после «аустемперинга»
UB (35%) + LB (50%) + M/А (10-15%)
9,1%
14,5%
1,09
3
Брусок после прокатки
UB/LB (75%) + M (15%) + M/А (по расчету <10%)
14,7%
<10%
1,23
Термически обработанный образец
LB (75%) + M (15%) + M/А (по расчету <10%) + UB (следы)
14,6%
<10%
1,18
Образец после «аустемперинга»
LB (80%) + M (10%) + M/А (по расчету <10%)
10,5%
<10%
0,96
Для всех сортов стали в таблице 2 микроструктура по всему сечению образцов «после прокатки», «термически обработанных» и после «аустемперинга» была совершенно однородной.
Исследование сканирующей электронной микроскопии выдвинули на первый план соединения M/А, присутствующие в матрице бейнита. Данные наблюдений при большом увеличении показали, что соединения M/А состоят из остаточного аустенита и остаточного аустенита, частично превратившегося в мартенсит. Более того, остаточный аустенит до некоторой степени концентрируется на периферии частиц этих соединений.
Морфология и строение соединений M/А являются одинаковыми для всех сортов стали.
В следующей ниже таблице 3 обобщены результаты измерений механических характеристик.
Таблица 3
Сорт
Образец
YS (МПа)
TS (МПа)
Ra(%)
EI(%)
Средняя твердость по Виккерсу (HV30)
1
После прокатки
892
1288
48,7
16,5
397
Термически обработанный
875
1264
41
15,3
385
После «аустемперинга»
914
1392
36
12,1
нет данных
2
После прокатки
899
1284
34,5
13,7
399
Термически обработанный
884
1268
42,6
15,1
375
После «аустемперинга»
901
1367
35,9
12,5
нет данных
3
После прокатки
994
1400
48,4
15,8
449
Термически обработанный
952
1384
42,7
15,5
428
После «аустемперинга»
897
1426
36,1
14,0
нет данных
С целью оценки способности к закаливанию различных сортов стали, было проведено определение прокаливаемости по методу Джомини с использованием следующих условий обработки:
• температура аустенизации: 1150°C
• время выдержки: 50 минут
В этом испытании обнаружены “плоские” кривые Джомини для всех испытанных сортов стали. Поэтому все испытанные выше сорта стали обладают очень хорошей способностью к закаливанию и приспособлены для производства деталей большого диаметра с высокой прочностью и с однородными механическими свойствами.
Кроме того, результаты измерений твердости демонстрируют, что твердость является практически однородной по всему поперечному сечению образцов после прокатки. Это подтверждает однородность структуры по всему поперечному сечению и, таким образом, хорошую способность к закаливанию.
Кроме того, испытания на растяжение, проведенные авторами изобретения, для различных образцов, показали, что образцы подвергаются превращению TRIP (эффект пластичности, вызванной превращением) во время деформации, поскольку почти весь аустенит превращается в мартенсит в ходе указанного испытания на растяжение.
Приведенные выше результаты подтверждают, что отличные механические характеристики и микроструктуры получаются уже после горячей прокатки с последующим охлаждением окружающим воздухом. Следовательно, отсутствует необходимость проведения промежуточной стадии изотермического превращения, такой как обработка отпуском аустенита (аустемперинг).
Стальные детали согласно изобретению являются особенно выгодными.
Действительно, как подтверждают приведенные выше результаты, состав стали согласно изобретению позволяет получать детали, обладающие отличными механическими характеристиками, особенно в терминах предела текучести, относительного удлинения, твердости и способности к закаливанию, непосредственно после горячей прокатки и охлаждения воздухом, без необходимости проведения любой промежуточной специфической дополнительной термической обработки, в частности, отпуска аустенита. Поэтому могут быть получены указанные хорошие механические характеристик и при пониженных стоимости производства и объёма работ, по сравнению с уровнем техники для сталей, имеющих аналогичные свойства.
Кроме того, авторы изобретения, подтвердили, что стали согласно настоящему изобретению подвергаются желательному превращению TRIP во время деформации.
Конечно, в зависимости от потребности, обработка «отпуск аустенита» (аустемперинг) может быть необязательно проведена для продукта, например, после холодной прокатки, однако такая термическая обработка не является необходимой для получения выгодных механических характеристик.