钢的锻造部件以及制造其的方法

本发明涉及适用于锻造汽车用钢的机械部件的钢。

汽车部件需要满足两个不一致的需求，即，易于成形且具有强度，但近年来，考虑到全球环境问题，还给予汽车以改善燃料消耗的第三个要求。因此，现在汽车部件必须由具有高可成形性的材料制成，以符合复杂汽车组件的易于装配的标准，并且同时必须针对车辆发动机耐撞性和耐久性而改善强度同时减小车辆的重量以改善燃料效率。

因此，进行了大量的研究和开发努力以通过增加材料的强度来减少汽车中使用的材料的量。相反地，钢强度的增加使可成形性降低，并因此必须开发具有高强度、高冲击韧性以及高可成形性的材料。

高强度和高冲击韧性领域中的早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度和高冲击韧性钢的方法，本文中列举其中的一些以用于对本发明的确定性的理解：

US7314532为包含基础相组织和第二相组织并且包含以下的高强度锻造部件：C：0.41％至0.6％、Si+Al：0.5％至3％、Mn：0.5％至3％、P：0.15％或更少(不包括0％)、S：0.02％或更少(包括0％)，其中基础相组织就相对于整个组织的空间因子而言包含30％或更多的铁素体，第二相组织包含残余奥氏体以及贝氏体和/或马氏体，残余奥氏体相对于整个组织的含量由以下表达式(1)表示，第二相组织的平均晶粒直径d为5μm或更小，以及第二相组织中包含的平均晶粒直径为(1.5×d)或更大的粗糙部分的空间因子为15％或更小，0×[C]<[V

WO2016/063224要求保护以重量百分比计包含以下化学组成的钢：0.1≤C≤0.25％、1.2≤Mn≤2.5％、0.5≤Si≤1.7％、0.8≤Cr≤1.4％、0.05≤Mn≤0.1、0.05≤Nb≤0.10、0.01≤Ti≤0.03％、0

因此，根据上述公开，本发明的目的是提供用于热锻机械部件的贝氏体钢，使得可以获得高于1300MPa的抗拉强度以及在KCV中在20℃下38J的冲击韧性。

因此，本发明的目的是通过使得可获得同时具有以下的适用于热锻的贝氏体钢来解决这些问题：

-大于或等于1300MPa，并且优选地高于1400MPa的极限抗拉强度，

-在20℃下大于或等于38J，并且优选地在20℃下大于40J的冲击韧性，

-0.8或更小，并且优选地0.75或更小的屈服强度与抗拉强度比。

在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢板还可以呈现出大于或等于800MPa，并且优选地高于850MPa的屈服强度。

优选地，这样的钢适用于制造在锻造部件表皮(skin)与中心(heart)之间没有明显的硬度梯度的截面为10mm至100mm的锻造钢部件，例如连接杆、转向臂(pitman arm)和转向节(steering knuckle)。

本发明的另一个目的还在于使得可获得与常规工业应用相容同时对制造参数变化稳健的用于制造这些机械部件的方法。

碳以0.04％至0.28％存在于本发明的钢中。碳通过固溶强化为钢赋予强度，并且碳是γ相生成元素(gammagenous)，因此使铁素体的形成延迟。碳为对马氏体起始转变温度(Ms)具有影响的元素。在低温下转变的马氏体与在高温(特别地低于Ms)下转变的自回火马氏体相结合表现出更好的强度和延性。需要最少0.04％的碳以达到1300MPa的抗拉强度，但是如果碳以高于0.28％存在，则由于渗碳体的形成，碳使最终产品的延性以及机械加工性劣化。碳含量有利地在0.08％至0.25％的范围内以同时获得高强度和高延性，并且更优选为0.09％至0.22％。

锰以1.2％至2.2％添加在本发明的钢中。锰为钢提供淬透性。其允许降低临界冷却速率，对于该临界冷却速率，在没有任何先前转变的情况下，可以在连续冷却中获得马氏体转变。需要1.2重量％的最少含量以获得期望的马氏体显微组织并且还使奥氏体稳定。但高于2.2％，锰对本发明的钢具有负面影响，因为残余奥氏体可以转变为贝氏体以及MA岛，并且这些相对特性有害。此外，锰形成硫化物例如MnS。如果良好地控制形状和分布，则这些硫化物可以增加机械加工性。如果没有，则其可能对冲击韧性具有非常有害的影响。锰的优选限度为1.4％至2.1％并且更优选为1.5％至1.9％。

硅以0.3％至1.2％存在于本发明的钢中。硅通过固溶强化赋予本发明的钢以强度。硅减少渗碳体成核的形成，因为硅通过在析出物核周围形成富Si层来阻碍碳化物的析出和扩散受控的生长。因此，奥氏体富含碳，这降低贝氏体转变期间的驱动力。因此，Si的添加使整体贝氏体转变动力学减慢，这引起马氏体的形成增加。硅还充当脱氧剂。需要最少0.3％的硅以为本发明的钢赋予强度并在连续冷却下为形成贝氏体提供延迟。大于1.2％的量提高奥氏体中的碳的活性，从而促进其转变为先共析铁素体，这可能使强度劣化，并且在冷却结束时还产生过多的残余奥氏体。硅的优选限度为0.3％至1％并且更优选为0.3％至0.9％。

铬以0.5％至1.5％存在于本发明的钢中。铬是为了产生马氏体并为本发明的钢赋予韧性的必不可少的元素。铬的添加促进在Ms至室温的温度范围内均匀且更细的马氏体显微组织。需要0.5％的最少含量的铬以产生目标马氏体显微组织，但1.5％或更大的铬含量的存在引起偏析。具有0.7％至1.4％，并且更优选地0.8％至1.3％的铬是有利的。

镍以0.01％至1％包含在内。添加其以有助于钢的淬透性和韧性。镍还辅助降低贝氏体起始温度。然而，由于经济可行性，将其含量限制为1％。优选的是具有0.01％至0.8％，并且更优选地0.01％至0.7％的镍。

硫以0％至0.06％包含在内。硫形成改善机械加工性的MnS析出物并辅助获得足够的机械加工性。在金属成形过程例如轧制和锻造期间，可变形的硫化锰(MnS)夹杂物变得伸长。如果这样的伸长的MnS夹杂物与负荷方向不对齐，则夹杂物可能对机械特性例如抗拉强度和冲击韧性具有相当大的不利影响。因此，将硫含量限制为0.06％。硫含量的优选范围为0.03％至0.04％。

磷为本发明的钢的任选成分并且为0％至0.02％。磷降低可点焊性和热延性，特别是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向。出于这些原因，将其含量限制为0.02％，并且优选地低于0.015％。

氮以0％至0.015％的量存在于本发明的钢中。氮与Al、Nb和Ti形成氮化物，这防止钢的奥氏体组织在热锻期间粗化并增强其韧性。当Ti含量为0.01％至0.03％并且Ti/N比<3.42时，实现有效使用TiN钉扎(pin)奥氏体晶界。使用化学计量过量的氮含量引起这些颗粒的尺寸增加，这不仅降低钉扎奥氏体晶界的效率，而且还增加TiN颗粒充当断裂起始位点的可能性。

铝为本发明的钢的任选元素。铝为强脱氧剂并且还形成作为防止奥氏体晶粒生长的氮化物的分散在钢中的析出物。但对于超过0.1％的铝含量，脱氧效果饱和。大于0.1％的含量可能引起出现使抗拉特性，并且特别地冲击韧性劣化的粗大的富铝氧化物。优选的是具有0％至0.06％，并且更优选地0％至0.05％的铝。

钼为可以以0.03％至0.5％存在于本发明中的任选元素。钼形成增加本发明的钢的屈服强度的Mo

铜为来自电弧炉炼钢过程的残余元素并且必须始终保持低于0.5％，优选地降低至0。超过该值，可热加工性显著降低。

铌为可以以0.04％至0.15％存在于本发明的钢中的任选元素。添加铌以通过在呈固溶体时强烈地延迟扩散转变来增加钢淬透性。铌还可以与硼协同使用，由于铌碳-氮化物的优先析出而防止硼以硼-碳化物沿晶界析出。此外，已知铌呈固溶体和析出物二者时均使重结晶和奥氏体晶粒生长动力学减慢。奥氏体晶粒尺寸和淬透性的组合效果帮助细化最终马氏体显微组织，从而增加根据本发明制造的部件的强度和韧性。不可以被添加至比0.15重量％更高的含量以防止可以充当用于延性破坏和用于铁素体转变的核的铌析出物的粗化。

钛为可以以0.01％至0.1％存在的任选元素。钛防止硼形成氮化物。钛在钢中析出为可以有效地钉扎奥氏体晶界并因此限制高温下的奥氏体晶粒生长的氮化物或碳-氮化物。由于马氏体晶粒尺寸与奥氏体晶粒尺寸密切相关，因此钛的添加在改善韧性方面是有效的。在小于0.01％的钛含量的情况下，无法获得这样的效果，以及对于大于0.1％的含量，效果趋于饱和，然而仅合金成本增加。此外，在固化期间形成的粗大的钛氮化物的出现对于冲击韧性和疲劳特性有害。因此，钛的存在优选为0.01％至0.03％。

钒为任选元素并且以0％至0.5％存在。钒通过形成碳化物或碳-氮化物而在增强钢的强度方面是有效的，以及由于经济原因，上限为0.5％。钒的优选限度为0％至0.1％。

硼范围为0.0015％至0.004％。硼通常以非常小的量添加，因为仅几ppm就可以引起显著的组织变化。在该添加水平下，由于硼原子/铁原子的比率非常低(通常<0.00005)，硼对主体没有影响，因此不引起固溶硬化或析出强化。实际上，硼在奥氏体晶界处强烈偏析，其中对于大晶粒尺寸，硼原子可能与铁原子一样多。这种偏析引起铁素体和珠光体形成的延迟，这在冷却期间促进马氏体显微组织，并因此在奥氏体在中等冷却速率下分解之后增加这样的钢的强度。为了允许并表现出这种效果，建议以0.0015％或更大的量添加B。较高的硼含量使这样的钢的低温韧性快速劣化，因此将其上限设定在0.004％。

其他元素例如锡、铈、镁或锆可以以如下按重量计的比例单独或组合添加：锡≦0.1％、铈≦0.1％、镁≦0.010％和锆≦0.010％。直到所示的最大含量水平，这些元素使得可以使晶粒在固化期间细化。钢的组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。

钢板的显微组织以面积分数计包含：

马氏体在本发明的钢中为55％至85％。马氏体为本发明的钢的基体相。马氏体为钢提供抗拉强度和其他机械特性。为了实现1300MPa的抗拉强度，需要最少55％的马氏体。具有60％至85％，并且优选地65％至80％的马氏体是有利的。马氏体在特别地Ms-150℃至室温的第二冷却步骤期间形成。本发明的马氏体包含新鲜马氏体、应力再生马氏体(stressrelived martensite)。

自回火马氏体以20％至45％存在于本发明的钢中。自回火马氏体为本发明的钢的必不可少的显微成分。自回火马氏体赋予本发明的钢冲击韧性和延性。需要最少20％的自回火马氏体以实现冲击韧性，但每当自回火马氏体多于45％时，抗拉强度就降低。因此，自回火马氏体的优选存在为25％至40％，并且更优选为30％至40％。本发明的钢的自回火马氏体由在第一冷却步骤结束时获得的马氏体在第二冷却步骤期间通过在冷却期间由于马氏体的形成进行放热反应而进行自回火来形成。

通过使用显露两相的LePera蚀刻，然后使用SEM观察处于自回火的碳化物来确定自回火马氏体与马氏体之间的区别。例如，在图1中，数字10表示其中碳化物明显可见为微小白点的自回火马氏体，以及数字20表示其中不存在碳化物的马氏体。

马氏体和自回火马氏体的累积量为至少90％，并且优选为95％以同时确保抗拉强度和冲击韧性。本发明的马氏体赋予抗拉强度以及自回火马氏体赋予韧性，每当累积存在少于90％时，软相例如残余奥氏体的存在就增强，这对抗拉强度和韧性二者有害。

残余奥氏体可以以0％至10％存在于钢中并且必须保持得尽可能最少。残余奥氏体直到10％为止对目标特性无害，但是当以高于10％存在时，其不利地影响抗拉强度。优选具有0％至5％，并且更优选地0％至2％的残余奥氏体。

除上述显微组织之外，机械锻造部件的显微组织不含诸如贝氏体、珠光体和渗碳体的显微组织组分。

根据本发明的机械部件可以根据在下文中说明的记明的工艺参数通过任何合适的热锻工艺例如落锻、压锻、镦锻和轧锻来生产。

本文说明了优选的示例性方法，但该实例不限制本公开内容的范围以及实例所基于的方面。另外地，本说明书中阐述的任何实例都不旨在是限制性的，而是仅阐述本公开内容的各方面可以实践的许多可能方式中的一些。

优选的方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品铸件。铸件可以以能够被锻造成具有30mm至100mm的截面直径的机械部件的任何形式例如锭或大方坯(bloom)或小方坯(billet)完成。

例如，将具有上述化学组成的钢铸造成大方坯，然后以棒的形式轧制，所述棒将充当半成品。可以实现轧制的数种操作以获得期望的半成品。

在铸造过程之后的半成品可以在轧制之后在高温下直接使用，或者可以首先冷却至室温，然后在Ac3+30℃至1300℃的温度范围内再加热以进行热锻。

经受热锻的半成品的温度优选为至少1150℃并且必须低于1300℃，因为半成品的温度低于1150℃，在锻模上施加过大的负荷，此外，在精锻期间，钢的温度可能降低至铁素体转变温度，从而钢将在组织中包含转变铁素体的状态下进行锻造。因此，半成品的温度优选地足够高使得热锻可以在奥氏体温度范围内完成。必须避免在高于1300℃的温度下再加热，因为其在工业上是昂贵的。

必须将最终精锻温度(在下文中称为T锻造)保持高于950℃以具有有利于重结晶和锻造的组织。优选使最终锻造在大于Ac3+50℃，并且优选地高于Ac3+100℃的温度下进行，因为低于该温度，钢板在锻造中表现出显著下降。

因此，以这种方式获得经热锻的部件，然后将该经热锻的钢部件在两步冷却过程中冷却。

在经热锻的部件的两步冷却过程中，将经热锻的部件以不同的冷却速率在不同的温度范围之间冷却。

在冷却的步骤一中，将经热锻的部件以0.2℃/秒至10℃/秒的平均冷却速率从T锻造冷却至750℃至1250℃的温度范围(在本文中也称为T1)。可以将部件在T1下任选地保持长至3600秒。在该冷却的步骤一期间，优选具有0.2℃/秒至8℃/秒，并且更优选地0.2℃/秒至2℃/秒的范围的T锻造至T1的平均冷却速率。

此后，开始第二冷却步骤，其中将经热锻的部件以0.1℃/秒至10℃/秒的平均冷却速率从ge T1冷却至在本文中被称为T2并且在Ms-150℃至室温的范围的温度。在冷却的步骤二期间，优选地以1.0℃/秒至5.0℃/秒的平均冷却速率保持T1至T2的冷却。存在这样的第二冷却步骤以促进奥氏体转变为马氏体以及使已经形成的马氏体自回火，从而降低了使奥氏体残留在最终显微组织中的可能性。也选择该平均冷却速率以在经热锻的部件的截面上进行均匀冷却。

在完成第二冷却步骤之后，获得了锻造机械部件。

可以任选地将所获得的锻造机械部件在5秒至3600秒期间从100℃回火至200℃/秒，并且优选地从125℃回火至200℃。

对于所有冷却步骤，对于本发明的钢，通过使用下式计算Ms温度：

Ms＝539-423C-30Mn-18Ni-12Cr-11Si-7Mo

其中元素含量以重量百分比表示。

实施例

本文中呈现的以下测试、实施例、图形示例和表在本质上是非限制性的，并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征。

表1中汇总了由具有不同组成的钢制成的锻造机械部件，其中锻造机械部件分别根据如表2中记明的工艺参数而生产。此后，表3汇总了在试验期间获得的锻造机械部件的显微组织，以及表4汇总了获得的特性的评估结果。

表1-组成

表2-工艺参数

表2汇总了在1280℃下再加热，然后热锻之后，在由表1的钢制成的半成品上实施的工艺参数。钢组成I1至13用于制造根据本发明的锻造机械部件。该表还说明了在表中指明为R1至R3的参照锻造机械部件。表2还示出了Ms和Ac3的列表。

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。

表3-显微组织

·表3例示了在面积分数方面，在用于确定发明钢和参照钢二者的显微组织的不同显微镜例如扫描电子显微镜上根据标准进行的测试的结果。

本文中记明了结果：

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。

表4-特性

表4例示了发明钢和参照钢二者的机械特性。为了确定抗拉强度、屈服强度，根据NF EN ISO 6892-1标准进行拉伸测试。根据EN ISO 148-1，在20℃下在V缺口标准KCV试样上进行测试以测量发明钢和参照钢二者的冲击韧性。

汇总了根据标准进行的各机械测试的结果。

I＝根据本发明；R＝参照；带下划线的值：未根据本发明。