专利名称：由高特性的钢制成的机械部件及其制备方法
技术领域：
本发明涉及钢，该钢用于通过热锻或棒料加工(bar machining)获得的具有高特性的机械部件。
背景技术：
有些钢种使锻造部件或轧制棒料能够获得高机械特性而不需要利用控制冷却或随后的热处理。它们基于均匀的贝氏体组织的获得。
所述钢种已在文献EP-B1-0787812或EP-A-1426453的主题中提出，并提出用于制备内燃机的锻造部件的工业用途。然而，为了获得这些文献中描述的部件的高机械特性，除非限定的直径大约为20mm，否则有必要使用碳含量为O. 25%以上。
虽然目前确保在自然冷却后拉伸强度大约为1200MPa是可能的，尤其是当使用如在EP-A-1426453中描述的这些钢种时，但是这些机械特性的获得通常是以冲击强度在 30J. cm-2以下为代价而实现的。发明内容
本发明的观点是提出了由所确定的钢种结合足够的热量以及热机械处理 (thermo-mechanical treatments)来制备机械部件，与此同时，在钢的相同的应用中，与所公知的机械部件相比，获得了优良的机械性能(拉伸强度Rm，屈服强度Re，Re/Rm比率，延伸率A，断面收缩率Z)以及提高了冲击强度KCU。
为了这个目的，本发明的主题是具有高特性的机械部件，其特征在于，该机械部件的成分的重量百分比如下
O. 05% 彡 C 彡 O. 25% ；
I. 2% ^ Mn ^ 2% ；·
1% ^ Cr ^ 2. 5% ；
(830-270C% - 90Mn% - 70Cr%) ( 560 ；
微量彡Si 彡 I. 5%;
微量彡Ni彡1% ;
微量彡Mo 彡 O. 5%;
微量彡Cu彡1% ;
微量彡V彡O. 3% ;
微量彡Al 彡 0.1%;
微量彡BS O. 005%;
微量彡Ti 彡 O. 03%;
微量彡Nb 彡 O. 06%;
微量彡S^O. 1% ；
微量彡Ca 彡 O. 006% ;
微量彡Te ( O. 03% ；
微量彡Se ( O. 05% ；
微量彡Bi ( O. 05% ；
微量彡Pb ( O. 1% ；
余量为铁和工艺过程中产生的杂质，并且所述机械部件的组织为贝氏体，且马氏体和/或先共晶的铁素体和/或珠光体的总含量不超过20%。
优选地，微量彡Si ( O. 3%。
优选地，O.8 彡 Si 彡 I. 5%。
优选地，Ni彡 O. 5%。
优选地，O.04% 彡 Mo 彡 O. 5%。
优选地，O. 5% ^ V ^ O. 3%ο
优选地，O.005% 彡 Al 彡 O. 1%。
优选地，O. 0005%彡B彡O. 005%,以及微量彡N彡O. 0080%且Ti %彡3· 5N%。
优选地，O.005% 彡 Ti 彡 O. 03%。
优选地，O.005% 彡 S 彡 O. 1%。
本发明的进一步主题是用钢制备这种具有高特性的机械部件的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤
制备钢坯或钢棒，该钢坯或钢棒的组成与上述所述一致；
通过锻造或轧制将该钢坯或钢棒的奥氏体相进行热加工；
将热加工过的钢坯或钢棒冷却，冷却的速度使得所述钢坯或钢棒具有贝氏体组织，并且马氏体和/或珠光体和/或先共晶的铁素体的总含量不超过20% ；
以及可选择地实施一种或多种机械处理以形成部件的最终尺寸和表面状态。
在机械处理之前或之后，可以在介于200°C和350°C之间进行回火30分钟至4小时。
所述热加工过的钢坯或钢棒可以在静止空气中自然冷却。
所述热加工过的钢坯或钢棒可以在强制通风条件下冷却。
正如所期望的，本发明基于部件的成分及其与金相组织的结合物，该金相组织80% 以上为贝氏体，能够使用简单的方法诸如在静止空气或在强制通风下冷却来获得该金相组织。
具体实施方式
如果经常有奥氏体出现的情况下，则通过《贝氏体》的意思是既包括纯贝氏体又包括贝氏体+残留的奥氏体的混合物，且包括所有可能的贝氏体形貌，包括晶内贝氏体(也称为针状铁素体)。可能存在的其他形态，也就是马氏体、先共晶的铁素体以及珠光体一定不能超过所述组织的20%。
通过依靠所谓的《中-低》碳以及主要通过掺入铬和锰使相变起始点降低，本发明所使用的钢种容许得到的拉伸强度范围为1200MPa以上，冲击强度至少为40J. cm_2，甚至可能达到70J. cm_2。
然而，在热锻或轧制状态下的这些钢种具有的Re/Rm比率大约为O. 6，因此，屈服强度显著低于具有相同的机械强度的由淬火-回火钢种获得的屈服强度。
再正如所显示的，根据本发明，使用一系列低温回火来更显著地提高屈服强度(大约为25%)而没有提高机械强度也是可能的。这种类型的回火与有时应用在微合金钢上的回火是有区别的，在微合金钢上进行回火的温度范围为550-650°C，容许有合金碳化物沉淀。 而这种类型的回火经常伴随着冲击强度的大量损失，在本发明中执行的在低温下回火在冲击强度上具有着有益效果(提闻闻达约30%)。
根据本发明，现将给出用于部件钢种的各种元素的支持的成分的选择范围。所有的含量以重量百分数给出。
C含量介于O. 05%和O. 25%之间。因为其上限介于被认为是中碳的含量范围的较低区域以及其下限属于低碳区域，所以这个范围称作《中-低碳》范围，该范围甚至在存在着偏析的情况下提供了非常均匀的微组织以及硬度。尤其是，对于低于O. 2%的碳含量，选择性地存在于偏析区域的马氏体微组织的硬度仅仅是稍高于贝氏体微组织的硬度。另外， 对于具有相同水平的机械强度，这些碳含量使将要获得的柔韧性以及冲击强度高于用碳含量高于O. 25%时获得的柔韧性以及冲击强度。
Mn含量介于I. 2%和2%之间。在连续冷却过程中，锰作为主要元素用于与铬结合以使贝氏体形成的起始温度(Bs)降低。因为使用相对低的碳含量，所以需要相对高的Mn含量，该Mn含量必须额外地用于满足用来计算Bs的C、Mn、Cr含量的条件(如下)。为避免过度的偏析问题，限定锰不超过2%。
Cr含量介于I. 2%和2. 5%之间。在本发明中，与Mn相同的原因,Cr用于降低贝氏体相变的起始温度Bs。
另外，C、Mn、Cr的含量必须使得 830_270C%-90Mn%-70Cr% ( 560。
使用下述公式可常规地估计贝氏体相变的起始温度Bs
Bs=830-270C%-90Mn%-70Cr%-37Ni%-83Mo%
其中，含量以重量百分比表示(例如见Bhadeshia, Bainite in Steels(钢中贝氏体)，Ι0Μ 2001)。在本发 明中，考虑到在钢中的Ni和Mo的含量相对低，可能仅仅考虑由C、 Mn以及Cr做出了贡献。无论如何，如果Ni和Mo是以高于以下测试的含量范围存在的，它们将有助于使Bs降低。因而，在任何情况下确保获得的Bs为560°C以下。
含有的Si介于微量和I. 5%之间。在贝氏体相变过程中,娃用于避免使冲击强度恶化的碳化物形成。然而，由于碳含量低于O. 2%，碳化物的形成仍为少量以及从这个角度上看Si的添加减少了它自身的优势。另外，通过促使残留奥氏体的形成，Si使得在某些应用中在抗疲劳性上有所改进。然而，在某些情况下，通过避免过量的表面脱碳的需要，也可能排斥Si的作用。因而，能够设想本发明的两种变体。在第一种变体中，仅仅从用于液态金属浴的加工条件上，也就是说从使用的原材料上以及可能的Si的部分氧化物上决定Si的含量，且不用刻意添加大量的Si。在这种情况下，通常得到的Si含量范围为微量至O. 3%。 在第二种变体中，有目的地添加Si，优选含量达到O. 8%至I. 5%。
含有的Ni介于微量和1%之间，优选介于微量和O. 5%之间。Ni可以仅仅作为残余元素存在，并通过原材料引入，或可以少量添加以降低Bs温度。然而，Ni的含量限定到1%， 由于成本原因还优选为O. 5%，这种元素很昂贵，并且在市场上它的价格涨落幅度可能很大。
含有的Mo介于微量和O. 5%之间，优选介于O. 04%和O. 5%之间。已经很好地确定了钥对淬火的作用钥避免了铁素体和珠光体的形成，但没有使贝氏体的形成变慢。因而，根据部件的直径可以变量添加钥。钥的第二个优势是限定了可逆回火脆性的敏感性(见 Bhadeshia, Mater. Sci. Forum, HighPerformance Bainitic Steels (高性能贝氏体钢)， 第500-501卷，2005)。最后，钥通过改变固溶体使奥氏体加强。在调节贝氏体组织的细度方面，奥氏体的机械强度的限定是主要因素之一(Singh and Bhadeshia, Mater. Sci. Eng. A, 1998，第245卷，第72页)，钥的添加间接增进超细组织的形成。由于经济原因主要限定了上限。
V范围从微量到O. 3%，优选介于O. 05%和O. 3%之间。钒的添加具有附加强化的作用；然而与铁素体-珠光体钢的情况相反，这种强化不是通过沉淀发生；实验已经有效地表明，在热加工(热锻或热轧)以及自然冷却之后，仅仅有非常少的一部分钒以沉淀形式存在。正如钥一样，钒通过沉淀和固溶体使奥氏体加强，因而，钒可以间接增进贝氏体组织的细度，由此实现它的强化作用。由于经济原因限定钒添加不超过O. 3%。
Cu含量范围从微量到1%。可选择地，Cu可以用于增进强化作用，但是在含量高于 1%时将会导致实施困难。
Al含量范围从微量到O. 1%，优选介于O. 005%和O. 1%之间。当保持在高温(如强化状态)下时，可选择地添加铝以确保钢的脱氧以及避免过量的奥氏体颗粒生成，所述高温可以在实施本发明的方法之后接着实施在部件上。
B含量范围从微量到O. 005%，优选介于O. 0005%和O. 005%之间。这种可选元素能够用于直径大的部件，尤其是如果Mo含量低时，它可以确保组织(限定为铁素体存在下)的均匀。在这种情况下，优选将B的添加与Ti的添加相结合，Ti将会捕获氮以形成氮化物， 因而避免氮化硼的形成。在这方面，所有的硼将会在组织的均匀性上发挥作用。应给出微量彡 N 彡 O. 0080% 且 Ti% ( 3. 5N%。
Ti含量范围从微量到O. 03%,优选介于O. 005%和O. 03%之间。正如所提及到的， 这种可选元素主要用 于含有硼、含有刚刚表明的Ti%与N%的比率的钢种。
含有的Nb介于微量和O. 06%之间。这种可选元素能够在热锻或热轧之后用于使奥氏体组织细化，结果导致贝氏体区域(packets)的尺寸降低以及促使贝氏体相变加快 (Bhadeshia, Proc. Royal Soc. , 2010,第 466 卷，第 3 页)。
含有的S介于微量和O. 1%之间。众所周知，这种元素可以以相对高含量可选择地存在，甚至有目的地添加以提高钢的机械性。这样S的含量为O. 005%至O. 1%。优选地，S 的这种显著存在伴随着添加高达O. 006%的Ca、和/或高达O. 03%的Te、和/或高达O. 05% 的Se、和/或高达O. 05%的Bi和/或高达O. 1%的Pb。这种提高了的机械性尤其能应用在探索的应用上，其中，部件经受疲劳应力的应用上或通过足够的预应力至少局部地提高了机械性能以防止裂缝蔓延(机轴的滚压加工(roller burnishing of crankshafts)、高压注楽·铁轨的自紧法(autofrettage of high pressure injection rails))的应用上。
本发明的钢中其他元素是铁和工艺过程中产生的杂质，它们以常规的含量存在。
各种元素采用的优选范围彼此独立。因而，只满足这些优选范围中的一个或一些而不满足其他优选范围的钢被认为是包含在本发明之内的。
在工业上，可以通过热加工例如热锻或热轧具有上述所述组成的钢坯或钢棒或通过加工备用钢棒来制备部件。
在第一种情况，该工业方法需要在奥氏体状态(通常1100-1250°C)进行的热加工步骤，随后自然冷却。本发明的一个重要点是在锻造或轧制之后没有使用热处理或一些高于能够在静止空气下自然发生的冷却速率的特殊的高限定控制步骤而获得了高机械性能是可能的。尽管如此，如果设备允许，在某些情况下使用合适的冷却，这些情况要么是由于部件的直径(冷却大尺寸部件太慢可能会导致铁素体和/或珠光体过量)，要么是为了获得比在自然冷却下获得更高的机械特性。在强制通风下的冷却可足以达到这种目的。然而， 必须注意冷却不能快于促使产生大量马氏体(在淬火时将会发生)的起点。
另外，根据本发明的钢种，在低温下回火热处理(200°C至350°C，30分钟至4小时)，使得屈服强度高度显著地提高而没有提高硬度以及没有使冲击强度降低。
取决于所考虑的部件，可以在锻造或轧制之后以及在回火以获得最终部件的精确尺寸以及表面特性之前或之后实施几种机械处理。
如果钢棒已经具有下面描述的所期望的金相组织(尤其贝氏体)，那么通过自然冷却获得的机械特性也能从热轧过的备用的钢棒中获得。如果钢棒的尺寸导致适当的冷却速率，那么，采用本发明所使用的钢的成分在通常条件下在空气中仅仅冷却之后使热轧过的钢棒获得合理的目标组织的可能性是不容忽视的。
下面是采用符合本发明要求的钢的成分以及采用参考成分给出的结果。这些结果是在实验室中铸造锻造为40mm的圆形或在工业中铸造锻造为相同尺寸的圆形得到的。 为了在结果中具有显著对比，在1000°C下奥氏体化，并随后在静止空气中自然冷却或在强制通风下冷却之后评价该机械特性。另外，为了参考，添加两种贝氏体钢种样品A (与 EP-B-0787812相符)以及B (与EP-A-1426453相符)，这两种贝氏体钢种能够赋予热锻件高的机械特性，并且已经被用于曲轴、铁轨以及其他具有高机械强度的锻造部件上。这些样品的组成及其贝氏体相变起始温度Bs在表I中给出，先前根据C、Mn和Cr的含量计算出该温度。
表I :测试样品的组成以及Bs
权利要求
1. 一种高特性的钢的机械部件，其特征在于，该机械部件的成分的重量百分比是0.05% 彡 C 彡 O. 25% ；1.2% ^ Mn ^ 2% ；1% ^ Cr ^ 2. 5% ；(830-270C% - 90Mn% - 70Cr%) ( 560 ；微量彡Si ( I. 5% ；微量< Ni ( 1% ；微量彡Mo ( O. 5% ；微量< Cu ( 1% ；微量彡V彡O. 3% ；微量彡Al ( O. 1% ；微量彡B彡O. 005% ；微量彡Ti彡O. 03% ；微量< Nb ( O. 06% ；微量彡S彡O. 1% ；微量彡 Ca ( O. 006% ；微量彡Te ^ O. 03% ；微量彡Se ( O. 05% ；微量彡Bi ( O. 05% ；微量彡Pb ( O. 1% ；余量为铁和工艺过程中产生的杂质，并且所述机械部件的组织为贝氏体，且马氏体和/ 或先共晶的铁素体和/或珠光体的总含量不超过20%。
2.根据权利要求I所述的部件，其特征在于，微量<Si ( O. 3%。
3.根据权利要求I所述的部件，其特征在于，O.8 ^ Si ^ I. 5%。
4.根据权利要求I至3中任意一项所述的部件,其特征在于，Ni( O. 5%。
5.根据权利要求I至4中任意一项所述的部件，其特征在于，O.04% ^ Mo ^ O. 5%。
6.根据权利要求I至5中任意一项所述的部件，其特征在于，O.05% ^ V ^ O. 3%。
7.根据权利要求I至6中任意一项所述的部件，其特征在于，O.005% ^ Al ^ O. 1%。
8.根据权利要求I至7中任意一项所述的部件，其特征在于，O.0005% ^ B ^ O. 005%, 微量彡 N 彡 O. 0080%,而且 Ti% ( 3. 5N%。
9.根据权利要求I至8中任意一项所述的部件，其特征在于，O.005% ^ Ti ^ O. 03%。
10.根据权利要求I至9中任意一项所述的部件，其特征在于，O.005% ^ S ^ O. 1%。
11.一种制备钢部件如具有高特性的机械部件的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤制备钢坯或钢棒，该钢坯或钢棒的组成与权利要求1-10中任意一项所述的部件一致； 通过锻造或轧制将该钢坯或钢棒的奥氏体相进行热加工；将热加工过的钢坯或钢棒冷却，冷却的速度使得所述钢坯或钢棒具有贝氏体组织，并且马氏体和/或珠光体和/或先共晶的铁素体的总含量不超过20% ；以及可选择地实施一种或多种机械处理以形成部件的最终尺寸和表面状态。
12.根据权利要求11所述的方法，其特征在于，在机械处理之前或之后，在20(TC至 350°C的温度范围内进行回火30分钟至4小时。
13.根据权利要求11或12所述的方法，其特征在于，所述热加工过的钢坯或钢棒在静止空气中自然冷却。
14.根据权利要求11或12所述的方法，其特征在于，所述热加工过的钢坯或钢棒在强制通风条件下冷却。
全文摘要
本发明提供一种高特性的钢制成的机械部件，其特征在于，该机械部件的成分的重量百分比是0.05%≤C≤0.25%；1.2%≤Mn≤2%；1%≤Cr≤2.5%；(830-270C%–90Mn%–70Cr%)≤560；微量≤Si≤1.5%；微量≤Ni≤1%；微量≤Mo≤0.5%；微量≤Cu≤1%；微量≤V≤0.3%；微量≤Al≤0.1%；微量≤B≤0.005%；微量≤Ti≤0.03%；微量≤Nb≤0.06%；微量≤S≤0.1%；微量≤Ca≤0.006%；微量≤Te≤0.03%；微量≤Se≤0.05%；微量≤Bi≤0.05%；微量≤Pb≤0.1%；其余量为熔炼后的铁和杂质，以及钢的组织为贝氏体且含量至多为总量的20%的马氏体和/或先共晶的铁素体和/或珠光体。本发明涉及一种制备具有这种成分的机械部件的方法。本发明的机械部件与所公知的机械部件相比，获得了优良的机械性能以及提高了冲击强度。
文档编号C21D1/18GK102985569SQ201180025478
公开日2013年3月20日 申请日期2011年4月7日 优先权日2010年4月7日
发明者T·苏尔迈尔 申请人:阿斯科麦托有限公司