AT388938B - Verfahren zur waermebehandlung eines stahlwerkstueckes - Google Patents

Verfahren zur waermebehandlung eines stahlwerkstueckes

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AT388938B
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    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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Description


   <Desc/Clms Page number 1> 
 



   Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf die Wärmebehandlung von Stählen, insbesondere auf ein Verfahren zum Austenitisieren, Abschrecken und Tempern von Stählen zwecks Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit. 



   Das Austenitisieren, Abschrecken und Tempern ist ein wohlbekanntes Wärmebehandlungsverfahren für Stähle. Eine derartige Behandlung wird in erster Linie zum Verstärken und Zähermachen von Stählen angewendet, damit diese zur Herstellung von Gegenständen verwendet werden können, die beim Betrieb stark beansprucht werden. Im allgemeinen wird das Austenitisieren durch Erhitzen des Stahls in einem Ofen durchgeführt, der bei einer Temperatur oberhalb der   A3-Temperatur   gehalten wird. Der Stahl wird solange im Ofen gehalten, dass gewährleistet ist, dass die gesamte Ofenbeschickung voll austenitisiert ist. 



   Nachdem der Stahl voll austenitisiert ist, wird er in Wasser, Öl, geschmolzenem Salz oder einem anderen geeigneten Medium abgeschreckt, so dass sich im Stahl eine vorwiegend martensitische Struktur bildet Oft bilden sich im Stahl während des Abschreckens zufolge Transformation und thermischer Spannungen, die durch die Abschreckwirkung erzeugt werden, Risse. Diese Erscheinung wird als Rissbildung beim Abschrecken bezeichnet. Diese   Rissbildung   beim Abschrecken ist somit eine schädliche Wirkung der herkömmlichen Wärmebehandlung, da sie in der Art nicht vorhersehbar und teuer ist Um die Rissbildung beim Abschrecken zu vermindern, ist es of notwendig, ein milderes Abschreckmedium zu verwenden, beispielsweise Öl anstelle von Wasser.

   Die Verwendung eines milderen Abschreckmediums bedeutet, dass das volle Härtungspotential einer bestimmten Legierung nicht realisiert wird. Trotz dieser Vorsichtsmassnahme tritt aber noch immer Rissbildung beim Abschrecken auf. 



   Eine andere unerwünschte Erscheinung, die mit dem Abschrecken bei der konventionellen Wärmebehandlung in Verbindung steht, ist das Verziehen des Werkstückes. Thermische Spannung und Transformationsspannung, die durch das Abschrecken hervorgerufen werden, bewirken, dass sich das Werkstück verzieht oder seine Gestalt ändert. Dieses Problem ist besonders schwer bei langen Stangen, Stäben oder Rohren, wo dieses Verziehen oft zu einer Krümmung oder einem Bogen im Werkstück führt. Gekrümmte bzw. gebogene Werkstücke sind während der folgenden Bearbeitungsstufen schwer zu handhaben und letztlich muss das Werkstück geradegezogen bzw. gerichtet werden. Der konventionelle Versuch, die Effekte des Verziehens beim Abschrecken minimal zu halten, besteht in der Verwendung eines milderen Abschreckmediums. 



   Nachdem der Stahl abgeschreckt ist, ist er im allgemeinen zu hart und zu brüchig, um kommerziell von Nutzen zu sein. Demgemäss muss er getempert werden, um ein Produkt mit der gewünschten Kombination an mechanischen Eigenschaften zu erhalten. Das Tempern wird gewöhnlich in grossen Öfen durchgeführt, die bei Temperaturen unterhalb der Ai-Temperatur gehalten werden. Die Werkstücke werden in einen Ofen eingebracht und dort solange gehalten, bis die gesamte   Ofenbeschickung   die gewünschte Temperatur erreicht Dann werden sie herausgenommen und abkühlen gelassen. Die gewählte genaue Tempertemperatur hängt von den im fertigen Werkstück gewünschten mechanischen Eigenschaften ab.

   Im allgemeinen nimmt die Festigkeit des Stahls mit steigender Tempertemperatur ab, während die Duktilität und Zähigkeit des Stahls mit steigender Tempertemperatur besser werden. 



   Wenn der Stahl einmal in konventioneller Weise austenitisiert, abgeschreckt und getempert ist, muss er weiter behandelt werden, um die unerwünschten Effekte der Wärmebehandlung einschliesslich das Oxid, das sich an der Stahloberfläche gebildet hat, Entkohlung der Oberfläche des Stahls und Verziehen beim Abschrecken zu eliminieren. Während des Austenitisierens bei der Wärmebehandlung wird der Stahl während eines langen Zeitraumes hohen Temperaturen ausgesetzt. Oft bewirkt dies, dass der Kohlenstoff mit der Ofenatmosphäre reagiert, was zum Entzug von Kohlenstoff von der Stahloberfläche führt. Diese kohlenstoffarme Zone wird als "entkohlte Schicht" bezeichnet; sie muss oft von der Stahloberfläche entfernt werden, bevor aus dem Werkstück ein verwendbarer Teil gemacht werden kann.

   Gewöhnlich wird geschliffen oder gedreht, um die entkohlte Oberflächenschicht zu entfernen ; diese Verfahren sind recht teuer. 



  Ein anderes Problem, das mit der konventionellen Wärmebehandlung verbunden ist, ist die Bildung von Oxid an der Stahloberfläche. Wenn die Stahloberfläche entkohlt worden ist, bildet sich auf dem Stahl ein Oxidbelag. 



  Dieser Oxidbelag ist im allgemeinen ziemlich hart und scheuernd und muss vom Stahl entfernt werden, bevor irgendwelche anschliessenden Behandlungsschritte unternommen werden. Der Oxidbelag kann entweder mechanisch oder chemisch entfernt werden, doch entstehen in jedem Fall zusätzliche Kosten. Eine Schutzatmosphäre kann verwendet werden, um das Problem der Belagsbildung zu vermeiden, doch sind die Kosten von Schutzatmosphären hoch. 



   Schliesslich muss jedes Verziehen beim Abschrecken, das während der Wärmebehandlung aufgetreten ist, korrigiert werden, bevor aus dem Werkstück ein verwendbarer Teil hergestellt werden kann. Für lange Werkstücke, wie Stangen, Stäbe, Rohre und dgl., ist die übliche Korrekturmassnahme das mechanische Geraderichten. Kleine Teile müssen auf die gewünschte fertige Grösse abgeschliffen oder maschinell bearbeitet werden, um das Verziehen auszugleichen. In jedem Fall sind die Kosten des Korrigierens von Verziehungen beim Abschrecken relativ hoch. 



   Gemäss dem Stand der Technik wurden, wie erwähnt, die Wärmebehandlungsverfahren unter Verwendung grosser   Öfen durchgeführt.   Gerade die Grösse dieser Öfen hinsichtlich Grundfläche und benötigtem Kapitalaufwand stellt einen signifikanten Nachteil in bezug auf deren Verwendung dar. Wie wohl bekannt ist, gibt es mehrere weitere Nachteile, die mit der Verwendung herkömmlicher Wärmebehandlungsöfen verbunden sind. Zunächst ist 

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 die   Ofenerhitzungseffizienz   im allgemeinen ziemlich gering mit dem Ergebnis, dass steigende Brennstoffkosten es erwünscht machen, effizientere Mittel zum Erhitzen von Stahl vorzusehen.

   Weiterhin erfolgt die Ofenerhitzung durch Strahlung, Leitung und Konvektion, was lange Zyklen erforderlich macht, um zu gewährleisten, daB die gesamte Stahlbeschickung im Ofen in einem bestimmten Erhitzungszyklus einer gleichförmigen Behandlung unterworfen wird. Derartige lange Zyklen sind selbst von Nachteil, da die angewendeten erhöhten Temperaturen die Verwendung einer bekannten nicht-oxidierenden Atmosphäre (d. h. einer Schutzatmosphäre oder Vakuum) erfordern, was wiederum zusätzliche Energie erfordert. Die Alternative besteht darin, die Werkstücke während der Behandlung zu oxidieren und sie dann nach der Wärmebehandlung zu reinigen. 



   Ein weiterer Nachteil der Ofenerhitzung bezieht sich auf die Kontrolle der Temperatur der Beschickung innerhalb des Ofens. Ein direktes Überwachen der Temperatur der   Ofenbeschickung   ist schwierig, und gewöhnlich werden Thermoelemente verwendet, um die Temperatur des Ofens zu überwachen und nicht die Temperatur der Beschickung selbst. Auch ist typischerweise die Temperatur an der Aussenseite der   Ofenbeschickung   eine andere als jene im Kern der Beschickung. Demgemäss werden   lange"Einweich"-Zeiten   angewendet, um diesen Unterschied minimal zu halten. Das Ergebnis des Fehlens einer Überwachung der Temperatur der Ofenbeschickung während der Ofenerhitzung ist, dass die Beschickung entweder während der Austenitisierungsstufe oder während der Temperstufe der Wärmebehandlung nicht gleichmässig erhitzt wird.

   Dieses Fehlen an Überwachung verleiht dem Produkt eine geringe Gleichmässigkeit. 



   Eine Einweich- oder Haltezeit von 15 bis 20 min für jeweils 25, 4 mm Probendicke ist in der DE-AS 1 014 577 vorgeschlagen. In dieser DE-AS wird das langsame Erhitzen eines bestimmten Legierungsstahls auf eine Temperatur und von 962 bis 1038  C, das Halten des Stahls bei dieser Temperatur und dann das Abkühlen in Luft vorgeschlagen. Die Probe kann dann bearbeitet werden. 



   Die DE-AS 1294 680 bezieht sich auf das Einweichen von Proben von Silizium-Molybdänstählen, die durch Zusatz von Kupfer und Vanadium verbessert wurden, während 1 h bei 970  C. Nach Abschrecken mit Wasser werden die Proben 1 h bei verschiedenen Temperaturen bis zu 700  C getempert, um die bemerkenwerte Beständigkeit von Stählen gegenüber Tempern während Zeiträumen von 1 h bei Temperaturen bis zu 600  C zu illustrieren. 



   In der US-PS 4 170 499 wird eine Einweich- oder Haltezeit von etwa 1 h für jeweils 2, 54 cm Probendicke als ausreichend vorgeschlagen. Diese US-PS bezieht sich auf die Bildung eines hochfesten Legierungsstahls, der 0, 20 bis 0, 35 % Kohlenstoff, mindestens   l   % Chrom und mindestens   l   % eines oder mehrerer anderer Substitutionslegierungselemente, vozugsweise Mangan und/oder Nickel, aufweist. Der Legierungsstahl wird auf eine Temperatur oberhalb der Austenitumwandlungstemperatur erhitzt, wobei mit den Legierungselementen in Lösung eine Austenitphase gebildet wird. Der Legierungsstahl wird dann durch Abschrecken, wie in Eiswasser oder Öl, mit ausreichender Rate auf eine Temperatur von mindestens 250  C abgekühlt, um den Grossteil des Austenits in Martensit umzuwandeln.

   Die abgeschreckte Legierung kann dann unterhalb der Austenitumwandlungslinie bei einer niedrigen Zwischentemperatur,   z. B.   200 bis 250  C, getempert werden. 



   Es wurde auch vorgeschlagen, wie in den US-PSen 3   908431, 4040872   und 4 088 511 beschrieben, Stähle unter Anwendung verschiedenener Wärmezyklen durch Verwendung direkter elektrischer Widerstandsheiztechniken zu behandeln. Diese Techniken haben den Vorteil, dass sie ein sehr rasches Erhitzen von Stahlwerkstücken mit hohen Effizienzen einschliesslich gleichförmigem Erhitzen über den gesamten Querschnitt des Werkstückes vorsehen. Ein weiterer Vorteil besteht darin, dass die Temperatur jedes Werkstückes leicht überwacht werden kann. so dass ein sehr gleichförmiges Produkt hergestellt werden kann. 



   Die US-PS 4 040 872 bezieht sich auf die drei Grundschritte für die Wärmebehandlung von heiss gewalztem Stahl, wobei eine heiss gewalzte Stahlstange auf eine Temperatur erhitzt wird, die ausreichend ist, den Stahl in Austenit überzuführen, und dann auf einem von drei Wegen abgekühlt wird, wobei der erste darin besteht, den Stahl unter Bildung von Martensit rasch abzuschrecken. In Stählen mit einem niedrigen Legierungsgehalt ist es, um das Austenit in Martensit überzuführen, notwendig, ein heftiges Abschrecken zu bewirken, um die gewünschte Umwandlung zu erzielen, und dies führt oft zu Rissbildung auf Grund des Abschreckens. 



   Es wird direktes Widerstandserhitzen des Werkstückes vorgeschlagen, um rasches Erhitzen zu bewirken und damit das Kornwachstum des sich bildenen Austenits minimal zu halten. Vorzugsweise wird elektrischer Strom durch das Werkstück geleitet, um rasches Erhitzen zu bewirken, indem das Werkstück mit einer Quelle elektrischen Stroms verbunden wird, wobei die Verbindungen an beiden Enden des Werkstückes erfolgen, so dass der Strom vollständig durch das Werkstück fliesst. 



   Es wird betont, dass während des Abschreckens des austenitisierten Werkstückes die Kühlrate langsam genug sein soll, um die Bildung von Martensit und Bainit zu vermeiden, aber hoch genug, um die Bildung von grosskörnigem Pro-eutektoidferrit der Art, die für heissgewalzten Stahl charakteristisch ist, zu vermeiden. 



   Das abgeschrechte Werkstück kann bearbeitet werden, um erhöhte Festigkeit vorzusehen, wie durch Ziehen, Extrudieren, Walzen und dgl. bei Temperaturen zwischen Raumtemperatur und der Temperatur, die erforderlich ist, um jeden Teil des Stahls in die Austenitform umzuwandeln. Nach dem Bearbeiten kann das Werkstück einem Entspannungsvorgang unterworfen werden. 



   Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein verbessertes Verfahren zum Austenitisieren, Abschrecken und Tempern von Stählen vorzusehen, insbesondere für die Wärmebehandlung von Stählen, in welchem Verfahren das Problem der Rissbildung beim Abschrecken praktisch eliminiert ist, das Problem des Verziehens beim 

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 Abschrecken minimal ist, ein signifikantes Ausmass an Entkohlung des Stahls während der Wärmebehandlung verhindert wird und das Ausmass des Oxidbelages, der sich an der Stahloberfläche bildet, auf ein Minimum herabgesetzt wird, wodurch es möglich ist, das volle Härtungspotential des Stahls zu verwirklichen. 



   Erfindungsgemäss sollen Stähle erhalten werden, die ein hohes Ausmass an Gleichmässigkeit sowie eine verbesserte Duktilität, eine verbesserte Zähigkeit sowie auch eine verbesserte   Ermüdungsfestigkeit besitzen.   



   Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist somit ein Verfahren zur Wärmebehandlung eines Stahlwerkstückes, welches Rissbildung und Verziehen beim Abschrecken im wesentlichen eliminiert, welches darin besteht, dass a) elektrische Kontakte an entgegengesetzten Enden eines einzelnen Stahlwerkstückes mit begrenzter Länge und gleichförmigem Querschnitt, das für Rissbildung und Verziehen beim Abschrecken anfällig ist, wenn es in einem herkömmlichen Ofen austenitisiert und stark abgeschreckt wird, angebracht werden, 
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 benötigte Zeit weniger als 100 s beträgt, c) das ganze austenitisierte Werkstück in einem flüssigen Abschreckmedium mit einem Abschreckstärkefaktor gleich wie oder grösser als jener von unbewegtem Wasser unter Bildung einer überwiegend martensitischen Mikrostruktur sofort abgeschreckt wird und d)

   das gehärtete Werkstück durch rasches elektrisches Erhitzen des ganzen Werkstückes auf eine Temperatur unterhalb der Ai-Temperatur für diesen Stahl getempert wird, wobei das Werkstück mit einem Belastungsgrad unterhalb der Streckgrenze des Stahls unter Spannung gehalten wird. 



   In der Zeichnung ist Fig. 1 eine schematische Darstellung der Anlage, die zum Wärmebehandeln von länglichen Werkstücken gemäss der Erfindung verwendet wird ; Fig. 2 eine schematische Darstellung der Anlage, die zum Behandeln von kleinen Werkstücken verwendet wird, insbesondere um die erfindungsgemässe   Wärmebehandlung   mit der konventionellen Wärmebehandlung zu vergleichen ; Fig. 3A eine Photographie der ofenbehandelten Werkstücke von 4150-Stahl unmittelbar nach dem Abschrecken ; Fig. 3B eine Photographie der Werkstücke von 4150-Stahl unmittelbar nach dem Abschrecken, die gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurden ; Fig. 4A eine Photographie der Oberfläche eines der in Fig. 3A gezeigten Werkstücke in 4-facher Vergrösserung ; Fig. 4B eine Photographie der Oberfläche eines der in Fig. 3B gezeigten Werkstücke in 4-facher Vergrösserung ;

   Fig. 5A eine Photographie von ofenbehandelten Werkstücken von 6150-Stahl unmittelbar nach dem Abschrecken ; Fig. 5B eine Photographie von Werkstücken von 6150-Stahl unmittelbar nach dem Abschrecken, die gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurden ; Fig. 6A eine Photographie der Oberfläche eines der in Fig. 5A gezeigten Werkstücke in 4-facher Vergrösserung ; Fig. 6B eine Photographie der Oberfläche eines der in Fig. 5B gezeigten Werkstücke in 4-facher Vergrösserung ; Fig. 7 eine Kurve Zugfestigkeit und Dehnung gegen Tempertemperatur, in der die Daten von 10 Stahlchargen graphisch dargestellt sind, wobei diese Kurve die typische Streuung der mechanischen Eigenschaften von Charge zu Charge zeigt, die aus der Behandlung gemäss vorliegender Erfindung resultieren ;

   Fig. 8 eine Kurve Zugfestigkeit gegen Tempertemperatur für eine Vielzahl von Stählen mit mittlerem Kohlenstoffgehalt, die gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurden, durch welche Kurve die Vielseitigkeit der Erfindung demonstriert wird ; Fig. 9 eine Kurve Zugfestigkeit gegen Tempertemperatur für weitere Stähle mit mittlerem Kohlenstoffgehalt, die gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurden ; Fig. 10A eine Photographie mehrerer langer Werkstücke unmittelbar nach dem Abschrecken, die ein starkes Verziehen durch das Abschrecken illustrieren ; Fig. 10 B eine Photographie der gleichen langen, in Fig. 10A gezeigten Werkstücke, die nunmehr gemäss vorliegender Erfindung getempert sind, wobei die Entfernung des Verziehens gezeigt ist ;

   Fig. 11 eine Kurve Dehnung gegen Zugfestigkeit, die die hervorragende Duktilität von Stahl illustriert, der gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurde ; Fig. 12A eine Photomikrographie, die die Oberflächendecarbonisierung einer ofenbehandelten Probe zeigt ; Fig. 12B eine Photomikrographie, die das Fehlen von Decarbonisierung einer Probe, die gemäss der Erfindung behandelt wurde, zeigt ; Fig. 13 eine Kurve der Vickers-Härte gegen die Tiefe unterhalb der Oberfläche von zwei   wärmebehandelten   Proben. 



   Der Grundgedanke vorliegender Erfindung beruht darauf, dass gefunden wurde, dass viele der mit der herkömmlichen Wärmebehandlung der Austenitisierung, des Abschreckens und des Temperns verbundenen Probleme durch rasches Erhitzen eliminiert oder signifikant vermindert werden können. Es wurde gefunden, dass die Rissbildung beim Abschrecken wirksam eliminiert werden kann, wenn schnell austenitisiert wird. Weiterhin wurde gefunden, dass eine rasche Austenitisierung durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen das Verziehen beim Abschrecken signifikant vermindert. Die rasche Austenitisierung vermindert auch den Anteil an Oxid, das an der Stahloberfläche während der Wärmebehandlung gebildet wird, und hält die Entkohlung des Stahls auf einem Minimum.

   Schliesslich wurde gefunden, dass jegliches beim Abschrecken auftretende Verziehen durch Ausübung geeigneter Beanspruchungen während des Tempems der Wärmebehandlung tatsächlich eliminiert werden kann. 



   Ohne die vorliegende Erfindung auf eine Theorie zu beschränken, wird angenommen, dass der   erfindungsgemäB   angewendete rasche Austenitisierungszyklus das Problem der Rissbildung beim Abschrecken wirksam eliminiert, weil während des kurzen Austenitisierungszyklus nicht genug Zeit bleibt, dass brüchig machende Elemente zu den Austenitkorngrenzen diffundieren und das Brüchigwerden der Komgrenzen bewirken. Es ist wohl bekannt, dass die Rissbildung beim Abschrecken eine Korngrenzen-Erscheinung darstellt. Wenn herkömmliche 

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 Ofenaustenitisierungsbehandlungen angewendet werden, wird die Ofenbeschickung während langer Zeiträume Temperaturen oberhalb der Ai-Temperatur ausgesetzt, um zu gewährleisten, dass die gesamte   Ofenbeschickung   vor dem Abschrecken die geeignete Temperatur erreicht hat.

   Demgemäss ist für verschiedene Elemente genügend Zeit vorhanden, um zu den Austenitkomgrenzen zu diffundieren und dort abgeschieden zu verbleiben. Es wurde gefunden, dass sich bekannte brüchigmachende Elemente, wie Schwefel, Phosphor, Zinn und Antimon, während herkömmlicher   Ofenaustenitisierungsbehandlungen   an den Austenitkomgrenzen abscheiden. Weiterhin scheiden sich an den Austenitkomgrenzen auch andere Elemente, wie Chrom, Nickel und Mangan, ab und diese Elemente können ebenfalls die Rissbildung beim Abschrecken beeinflussen. 



   Die direkte elektrische Widerstandserhitzung macht es möglich, den Stahl sehr rasch zu erhitzen, und die Zeit oberhalb der Al-Temperatur reicht nicht aus, um ein signifikantes Ausmass an Abscheidung an den Korngrenzen zu ermöglichen. Somit bleiben die Korngrenzen stark und die Rissbildung während des Abschreckens ist wirksam eliminiert. 



   Es wird auch angenommen, dass es das direkte elektrische Widerstandserhitzen möglich macht, das Ausmass an Verziehungen in den Werkstücken, die bei der herkömmlichen Wärmebehandlung auftreten, zu vermindern. Wenn Stahl in einem Ofen erhitzt wird, ist die Erhitzung nicht gleichmässig, weil die   Wärme   die   Ofenbeschickung   von der Umgebung aus durchdringen muss. Als Folge dieses ungleichmässigen Erhitzens entwickeln sich in den Werkstücken thermische Spannungen, die ein Verziehen bewirken können. Weiterhin kann sich die 
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 und dies kann ein zusätzliches Verziehen bewirken. Als Folge dieser Erscheinungen sind die Werkstücke etwas verformt, wenn sie aus dem Ofen entfernt werden, und während des Abschreckens wird diese Verformung noch erhöht. 



   Wenn direkte elektrische Widerstandserhitzung anstelle von Ofenerhitzung angewendet wird, kann das Verziehen des Werkstückes minimal gehalten werden. Während des direkten elektrischen Widerstandserhitzens kann das Werkstück unter Spannung gehalten werden, um ein freies Expandieren zu ermöglichen, und es kann über seine ganze Länge gelagert sein, um ein Durchsacken zu verhindern. Da nur ein Werkstück auf einmal erhitzt wird, trägt die Masse der anderen Werkstücke nichts zum Verziehen bei. Weiterhin erfolgt das direkte elektrische Widerstandserhitzen gleichmässig über den Querschnitt und die Länge des Werkstückes. Demgemäss sind thermische Spannungen sehr gering und das Verziehen zufolge thermischer Spannung ist ausgeschaltet.

   Da das austenitisierte Werkstück an die Abschreckungsmedien mit minimaler Verziehung geliefert wird, tritt während des Abschreckens weniger Verziehen auf. Somit ermöglicht es das direkte elektrische Widerstandserhitzen, das Verziehen, das während der Austenitisierung und Abschreckung von Stahlwerkstücken auftritt, minimal zu halten. 



   Ein weiterer Vorteil der direkten elektrischen Widerstandserhitzung besteht darin, dass jegliches Verziehen, das während der   Austenitisierungs-und   Abschreckungsstufen des Verfahrens auftritt, während des Temperns signifikant vermindert werden kann. Es wurde gefunden, dass das Verziehungsausmass von länglichen Werkstücken tatsächlich während des Temperns vermindert werden kann, wenn das Werkstück während des ganzen Erhitzungsverfahrens unter Spannung gehalten wird. Die Spannungsbeanspruchung, die erforderlich ist, um ein Geraderichten zu bewirken, ist weit unterhalb der Elastizitätsgrenze des Stahls. Dieses Verfahren zum 
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 es wird angenommen, dass es durch die bevorzugte Neuverteilung der Restspannungen im Stahl während der frühen Temperstufe bewirkt wird. 



   Ausser dass durch die vorliegende Erfindung viele Probleme, die mit der herkömmlichen Wärmebehandlung verbunden sind, eliminiert werden, bewirkt sie auch eine verbesserte Qualität des wärmebehandelten Stahls. Versuche haben gezeigt, dass die gemäss vorliegender Erfindung erhaltenen Produkte eine verbesserte Gleichmässigkeit im Vergleich mit in herkömmlicher Weise hergestellten Produkten haben. Es wurden auch Verbesserungen der Duktilität, Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit festgestellt. 



   Repräsentative Stähle, die gemäss vorliegender Erfindung verwendet werden können, sind in der folgenden Tabelle gezeigt. 

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<tb> 
<tb> Charge <SEP> Qualität <SEP> Durchmesser <SEP> C <SEP> Mn <SEP> P <SEP> S <SEP> S <SEP> i <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> Cu <SEP> andere
<tb> (in <SEP> mm) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (coo) <SEP> (oxo) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%)
<tb> A <SEP> 4150 <SEP> 26, <SEP> 06 <SEP> 0, <SEP> 51 <SEP> 1, <SEP> 05 <SEP> 0, <SEP> 008 <SEP> 0, <SEP> 031 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 0, <SEP> 05 <SEP> 0, <SEP> 84 <SEP> 0, <SEP> 18 <SEP> 0, <SEP> 07 <SEP> 0, <SEP> 029 <SEP> Te-0, <SEP> 045 <SEP> 
<tb> B <SEP> 6150 <SEP> 27, <SEP> 08 <SEP> 0, <SEP> 50 <SEP> 0, <SEP> 80 <SEP> 0, <SEP> 007 <SEP> 0, <SEP> 023 <SEP> 0, <SEP> 28 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 93 <SEP> 0,

   <SEP> 06 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> V-0, <SEP> 12 <SEP> 
<tb> C <SEP> 4142 <SEP> 15, <SEP> 06 <SEP> 0, <SEP> 39 <SEP> 0, <SEP> 85 <SEP> 0, <SEP> 007 <SEP> 0, <SEP> 022 <SEP> 0, <SEP> 24 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 86 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 043 <SEP> Se-0, <SEP> 025 <SEP> D <SEP> 
<tb> 4142 <SEP> 25,17 <SEP> 0,41 <SEP> 0,93 <SEP> 0,014 <SEP> 0,039 <SEP> 0,27 <SEP> 0,17 <SEP> 0,98 <SEP> 0,15 <SEP> 0,03 <SEP> 0, <SEP> 027 <SEP> Te-0, <SEP> 045 <SEP> 
<tb> E <SEP> 4140 <SEP> 25, <SEP> 30 <SEP> 0, <SEP> 39 <SEP> 0, <SEP> 90 <SEP> 0, <SEP> 007 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 40 <SEP> 0, <SEP> 14 <SEP> 1, <SEP> 07 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 
<tb> F <SEP> 41L40 <SEP> 27,00 <SEP> 0,42 <SEP> 0,92 <SEP> 0,010 <SEP> 0,026 <SEP> 0,23 <SEP> 0,16 <SEP> 0,97 <SEP> 0,16 <SEP> 0,11 <SEP> 0,026 <SEP> Pb-0,

  19
<tb> G <SEP> 4140 <SEP> 28, <SEP> 58 <SEP> 0, <SEP> 42 <SEP> 0, <SEP> 96 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 020 <SEP> 0, <SEP> 29 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 1, <SEP> 09 <SEP> 0, <SEP> 18 <SEP> 0, <SEP> 13 <SEP> 0, <SEP> 029 <SEP> 
<tb> H <SEP> 4145 <SEP> 42, <SEP> 88 <SEP> 0, <SEP> 46 <SEP> 0, <SEP> 78 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 029 <SEP> 0, <SEP> 29 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 92 <SEP> 0, <SEP> 16 <SEP> 0, <SEP> 11 <SEP> 0, <SEP> 035 <SEP> Te-0, <SEP> 042 <SEP> 
<tb> 1 <SEP> 4140 <SEP> 50, <SEP> 80 <SEP> 0, <SEP> 40 <SEP> 0, <SEP> 91 <SEP> 0, <SEP> 007 <SEP> 0, <SEP> 021 <SEP> 0, <SEP> 22 <SEP> 0, <SEP> 21 <SEP> 0, <SEP> 95 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 020 <SEP> 
<tb> J <SEP> 4142 <SEP> 52, <SEP> 58 <SEP> 0, <SEP> 44 <SEP> 1, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 009 <SEP> 0, <SEP> 024 <SEP> 0, <SEP> 28 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 99 <SEP> 0,

   <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 058 <SEP> Se-0, <SEP> 031 <SEP> 
<tb> K <SEP> 4142 <SEP> 61, <SEP> 93 <SEP> 0, <SEP> 41 <SEP> 0, <SEP> 89 <SEP> 0, <SEP> 012 <SEP> 0, <SEP> 023 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 90 <SEP> 0, <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 041 <SEP> Se-0, <SEP> 033 <SEP> 
<tb> L <SEP> 4145 <SEP> 88, <SEP> 90 <SEP> 0, <SEP> 46 <SEP> 0, <SEP> 97 <SEP> 0, <SEP> 009 <SEP> 0, <SEP> 022 <SEP> 0, <SEP> 22 <SEP> 0, <SEP> 05 <SEP> 1, <SEP> 07 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 0, <SEP> 03 <SEP> 0, <SEP> 042 <SEP> Se-0, <SEP> 039 <SEP> 
<tb> M <SEP> 4340 <SEP> 33, <SEP> 40 <SEP> 0, <SEP> 40 <SEP> 0, <SEP> 72 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 022 <SEP> 0, <SEP> 18 <SEP> 1, <SEP> 73 <SEP> 0, <SEP> 85 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 0, <SEP> 14 <SEP> 0, <SEP> 023 <SEP> 
<tb> N <SEP> 1144 <SEP> 15, <SEP> 88 <SEP> 0, <SEP> 44 <SEP> 1, <SEP> 66 <SEP> 0,

   <SEP> 005 <SEP> 0, <SEP> 264 <SEP> 0, <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 05 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 14 <SEP> 0, <SEP> 000 <SEP> 
<tb> 0 <SEP> 1045 <SEP> 19, <SEP> 05 <SEP> 0, <SEP> 44 <SEP> 0, <SEP> 82 <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 03 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> 
<tb> P <SEP> 8640 <SEP> 27,00 <SEP> 0,41 <SEP> 1,03 <SEP> 0,009 <SEP> 0,036 <SEP> 0,28 <SEP> 0,46 <SEP> 0,59 <SEP> 0,18 <SEP> 0,04 <SEP> 0, <SEP> 038
<tb> Q <SEP> 5130 <SEP> 22,23 <SEP> 0,32 <SEP> 0,98 <SEP> 0,007 <SEP> 0,034 <SEP> 0,31 <SEP> 0,09 <SEP> 0,83 <SEP> 0,02 <SEP> 0,04 <SEP> 0,020
<tb> R <SEP> 1541 <SEP> 26, <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 39 <SEP> 1, <SEP> 39 <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0, <SEP> 16 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0,

   <SEP> 026 <SEP> 
<tb> S <SEP> 4032 <SEP> 22, <SEP> 61 <SEP> 0, <SEP> 33 <SEP> 0, <SEP> 77 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 012 <SEP> 0, <SEP> 21 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 0, <SEP> 13 <SEP> 0, <SEP> 23 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 050 <SEP> 
<tb> T <SEP> 10B21 <SEP> 26, <SEP> 97 <SEP> 0, <SEP> 21 <SEP> 0, <SEP> 98 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0, <SEP> 017 <SEP> 0, <SEP> 28 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 24 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 04 <SEP> 0, <SEP> 031 <SEP> B-0, <SEP> 0029 <SEP> 
<tb> U <SEP> 4130 <SEP> 38, <SEP> 10 <SEP> 0, <SEP> 29 <SEP> 0, <SEP> 47 <SEP> 0, <SEP> 013 <SEP> 0, <SEP> 014 <SEP> 0, <SEP> 23 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 86 <SEP> 0, <SEP> 18 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 028 <SEP> 
<tb> V <SEP> 4142 <SEP> 25, <SEP> 27 <SEP> 0, <SEP> 41 <SEP> 0, <SEP> 79 <SEP> 0, <SEP> 022 <SEP> 0, <SEP> 009 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 1, <SEP> 01 <SEP> 0,

   <SEP> 18 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 032 <SEP> 
<tb> W <SEP> 4142 <SEP> 25, <SEP> 35 <SEP> 0, <SEP> 43 <SEP> 1, <SEP> 04 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0, <SEP> 034 <SEP> 0, <SEP> 23 <SEP> 0, <SEP> 04 <SEP> 1, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 04 <SEP> 0, <SEP> 033 <SEP> Se-0, <SEP> 037 <SEP> 
<tb> X <SEP> 1085 <SEP> 16, <SEP> 66 <SEP> 0, <SEP> 85 <SEP> 0, <SEP> 72 <SEP> 0, <SEP> 007 <SEP> 0, <SEP> 018 <SEP> 0, <SEP> 17 <SEP> 0, <SEP> 03 <SEP> 0, <SEP> 07 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> 
<tb> Y <SEP> 52100 <SEP> 27,00 <SEP> 0,98 <SEP> 0,42 <SEP> 0,010 <SEP> 0,025 <SEP> 0,22 <SEP> 0,08 <SEP> 1,42 <SEP> 0,03 <SEP> 0,04 <SEP> 0,024
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 6> 

 
Bei der bevorzugten Ausführung der vorliegenden Erfindung weist der Stahl die Form eines Werkstückes auf, das separat erhitzt werden kann,

   so dass das Erhitzen präzise kontrolliert werden kann. Für diesen Zweck wird es oft bevorzugt, Werkstücke in einer Form mit sich wiederholendem Querschnitt, wie Stangen, Stäbe, Rohre und dgl., zu verwenden. 



   Die einzelnen Werkstücke werden, durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen rasch erhitzt, während die Temperatur des Werkstückes durch eine geeignete Fühleinrichtung beobachtet wird. Die Schnelligkeit des Erhitzungsverfahrens bewirkt, während es das ökonomische Behandeln grosser Quantitäten an Werkstücken ermöglicht, dass die austenitisierende Transformation sehr rasch vor sich geht. Das am meisten bevorzugte Verfahren zum raschen Erhitzen gemäss vorliegender Erfindung ist im Detail in der US-PS 3   908 431   beschrieben und beinhaltet einen Vorgang, bei welchem elektrischer Strom durch das Stahlwerkstück geleitet wird ; der elektrische Widerstand des Werkstückes gegen das Fliessen von elektrischem Strom bewirkt das rasche Erhitzen des Werkstückes gleichförmig über den gesamten Querschnitt desselben. 



   Es ist im   erfindungsgemässen   Verfahren kritisch, dass das Erhitzen des Werkstückes zum Überführen des Stahls in Austenit rasch durchgeführt wird, d. h. die Zeit, während der der Stahl oberhalb der A-Temperatur gehalten wird, sollte weniger als 5 min betragen. Bei der bevorzugten Ausführung der Erfindung wird die Austenitisierung des Stahls durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen in einer Gesamterhitzungszeit von 5 bis 100 s durchgeführt, wobei die Zeit, die der Stahl sich oberhalb der Ai-Temperatur befindet, gewöhnlich weniger als 40 s beträgt. 



   Erfindungsgemäss wird das Stahlwerkstück zuerst zwischen elektrische Kontakte eingespannt. Dann wird der elektrische Strom eingeschaltet und das Werkstück rasch auf die Austenitisierungstemperatur erhitzt. Die Temperatur wird mit einem Standardstrahlungspyrometer beobachtet. Wenn die geeignete Austenitisierungstemperatur erreicht ist, wird der Strom abgeschaltet und die Klammern werden vom Werkstück entfernt. 



   Wenn Stahl, wie oben beschrieben, rasch erhitzt wird, ist es notwendig, den Stahl auf höhere Temperaturen zu erhitzen, als sie zur Ofenbehandlung erforderlich sind. Beispielsweise kann die Legierung 4140 in einem Ofen, der bei etwa   843 C   gehalten wird, voll austenitisiert werden, doch würde die Zeit, die erforderlich ist, um volle Austenitisierung zu gewährleisten, mehrere h betragen. Der gleich Stahl kann in weniger als 1 min durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen voll austenitisiert werden, doch muss der Stahl anstelle auf 843  C auf etwa 927  C erhitzt werden. Diese Beziehung Zeit/Temperatur für die Austenitisierung von Stahl ist ein direktes Ergebnis der Abhängigkeit der Diffundierung von Kohlenstoff von sowohl Zeit als auch Temperatur. Dies ist eine Erscheinung, die für den Fachmann auf diesem Gebiet wohlbekannt ist. 



   Nachdem das Werkstück bei einer geeigneten Austenitisierungstemperatur voll austenitisiert worden ist, wird es aus der Heizstation entfernt und sofort in eine Kühleinrichtung eingebracht. Dort wird es rasch auf eine Temperatur nahe jener des Abschreckbades gekühlt und im Stahl bildet sich eine vorwiegend martensitische Struktur. Das gehärtete Werkstück wird dann auf einen Haltetisch gebracht. 



   Erfindungsgemäss wird vorzugsweise ein starkes Abschreckmedium verwendet. Abschreckmedien werden herkömmlicherweise mit einem Faktor bewertet, der die "Stärke des   Abschreckens"oder der"H-Koeffizient"   genannt wird. Die Stärke des Abschreckens ist eine Funktion sowohl der Zusammensetzung des Abschreckmediums als auch des Rührgrades.

   Beispielsweise ist der H-Koeffizient für ruhiges Öl etwa 0, 25, während heftig gerührtes Öl einen H-Koeffizienten nahe   1, 0 besitzt.   Ruhiges Wasser hat einen H-Koeffizienten nahe 1, 0 und gerührtes Wasser kann H-Koeffizienten von mehr als 1, 0 aufweisen, was vom Grad des Rührens   abhängt.   Vorzugsweise wird erfindungsgemäss ein Abschreckprozess angewendet, der   H-Koeffizienten   von mehr als 1, 2 erzielt, während ein gleichförmiges Kühlen des Werkstückes gewährleistet ist. Es kann ein wässeriges Abschreckmedium verwendet werden, das Wasser oder ein wasserhaltiges konventionelles Abschreckadditiv sein kann. Ein gewisses Ausmass an Rühren ist erwünscht, um zu gewährleisten, dass der Teil gleichmässig abgeschreckt wird. 



   Wenn die gesamte Beschickung an Werkstücken austenitisiert und abgeschreckt ist, werden die Werkstücke zum Tempern auf den Eingangstisch gebracht. Während des Temperns werden die Werkstücke einzeln in die Heizstation eingebracht, unter Spannung gehalten (bei einem Spannungsausmass unterhalb der Elastizitätsgrenze des Stahls) und auf eine geeignete Tempertemperatur erhitzt. Die Kombination Erhitzen und Spannung bewirkt das Strecken bzw. Geraderichten des Werkstückes. Eine schematische Darstellung der zum erfindungsgemässen Behandeln verwendeten Anlage ist in Fig. 1 gezeigt. 



   Fig. 1 stellt die tatsächliche Konfiguration einer Laboratoriumsanlage dar, wie sie zur Behandlung der meisten in Tabelle I gezeigten Stähle verwendet wird. Andere Anlagenkonfigurationen könnten zum erfindungsgemässen Behandeln von Stahl verwendet werden ; diese besondere Konfiguration ist lediglich als Beispiel angegeben. Diese Konfiguration war für Stangen, Stäbe oder Rohre mit einer Länge von etwa 2, 4 bis 4, 2 m und einem Durchmesser von 12, 5 bis 90 mm bestimmt. 



   Fig. 2 ist eine schematische Darstellung einer Anlagenkonfiguration, die insbesondere zum Behandeln von kleineren Stahlwerkstücken gemäss vorliegender Erfindung sowie auf herkömmliche Weise zu Vergleichszwecken verwendet wird. 

 <Desc/Clms Page number 7> 

 



   Wie oben erläutert, ist, wenn zum Austenitisieren von Stahl rasch erhitzt wird, wenig Zeit vorhanden, dass verschiedene Elemente zu den Austenitkorngrenzen diffundieren. Demgemäss bleibt die Stärke der Austenitkorngrenzen hoch und der Stahl widersteht der Rissbildung während des Abschreckens. Diese Erscheinung ist einer der Hauptvorteile des erfindungsgemässen Verfahrens. 



   Ein anderer Vorteil der Behandlung von Stahl gemäss vorliegender Erfindung liegt darin, dass während des Abschreckens ein geringeres Verziehen auftritt, wenn das neue Verfahren angewendet wird, als bei herkömmlicher Behandlung beobachtet wird. 



   Ein weiterer Vorteil des raschen Austenitisierungszyklus ist, dass sehr wenig Oxid an der Werkstückoberfläche gebildet wird, da der Stahl während eines kurzen Zeitraumes den hohen Temperaturen ausgesetzt ist. Oxidbildung kann bei Ofenbehandlungen durch die Verwendung einer Schutzatmosphäre vermieden werden, doch ist die Erzeugung einer Schutzatmosphäre teuer. Das erfindungsgemässe Verfahren vermeidet die Bildung eines signifikanten Oxidanteils auf den Stahlwerkstücken und schafft dadurch Einsparungen an Stahlmasseverlust, Stahlreinigungskosten oder Kosten für Schutzatmosphäre. 



   Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens besteht in der Verminderung des Grades an Entkohlung, die während der Wärmebehandlung auftritt. Wenn Stahl erfindungsgemäss behandelt wird, ist der Austenitisierungszyklus sehr kurz und es ist sehr wenig Zeit, dass Kohlenstoff mit Luft reagiert und den Stahl verlässt. Demgemäss bildet sich keine Entkohlungsschicht am Stahl. Dieser Aspekt des erfindungsgemässen Verfahrens macht es möglich, Werkstücke zu behandeln, die zur Entfernung von Entkohlung gedreht oder abgeschliffen wurden, ohne Entkohlung der Oberfläche des Werkstückes befürchten zu müssen. Demgemäss kann die Oberfläche des Stahlwerkstückes im heiss gewalzten oder angelassenen Zustand vor der Wärmebehandlung abgedreht oder abgeschliffen werden.

   Beim herkömmlichen Bearbeiten muss der Stahl nach der Wärmebehandlung abgedreht oder abgeschliffen werden, wenn er sich in einem gehärteten Zustand befindet
Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens betrifft die Legierungen, die im Hinblick auf die Anforderungen an ein bestimmtes wärmebehandeltes Produkt verwendet werden. Wie oben erläutert, sind die Rissbildung und das Verziehen beim Abschrecken, die während der herkömmlichen Bearbeitung von Stahl auftreten, Hauptprobleme. Um diese Probleme minimal zu halten, wird gewöhnlich ein milderes Abschreckmedium verwendet. Dadurch kann aber das volle Härtungspotential des Stahls nicht verwirklicht werden. Durch das Behandeln gemäss der vorliegenden Erfindung kann ein starkes Abschreckmedium verwendet und das volle Härtungspotential für eine bestimmte Legierung verwirklicht werden. 



   Ein weiterer Vorteil der vorliegenden Erfindung steht mit der Verminderung des Verziehens durch das Abschrecken während des Temperschrittes des Verfahrens in Verbindung. Dieser Aspekt des Verfahrens wurde bereits vorher erwähnt und es wird angenommen, dass diese Erscheinung des Geraderichtens beim Tempern durch die bevorzugte Neuverteilung von Restspannungen im Werkstück bewirkt wird. Versuche haben gezeigt, dass die Spannung, die notwendig ist, um das Geraderichten beim Tempern zu bewirken, weit unterhalb der Elastizitätsgrenze des Stahls liegt. Demgemäss unterscheidet sich diese Erscheinung vom Geraderichten durch Strecken und anderen mechanischen Geraderichteverfahren, bei denen die Erzeugung von Spannungen erforderlich ist, die höher sind als die Streckgrenze des Stahl. 



   Ein wichtiger Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens ist, dass es hoch energieeffizient ist. Im Gegensatz zu herkömmlichen   Ofenbehandlungen,   bei welchen grosse Öfen auf erhöhte Temperaturen erhitzt werden müssen, muss erfindungsgemäss lediglich das zu behandelnde Werkstück erhitzt werden. Tatsächlich haben Untersuchungen gezeigt, dass die vorliegende Erfindung eine Effizienz von 70 bis 90 % im Vergleich zu einer maximalen Effizienz von nur etwa 35 % für einen herkömmlichen Ofen mit Rekuperatoren besitzt. 



   Es ist offensichtlich, dass die vorliegende Erfindung dem Hersteller von wärmebehandelten Stahlwerkstücken verschiedene wichtige Vorteile bietet. Das Problem der Rissbildung beim Abschrecken wird durch das   erfindungsgemässe   Verfahren praktisch eliminiert. Das Verziehen durch das Abschrecken wird auf ein Minimum herabgesetzt und die Bildung von Oxid während des Behandelns wird minimal gehalten. Das volle Härtungspotential von Stahl kann durch das erfindungsgemässe Verfahren verwirklicht werden, weil stark abgeschreckt wird. Weiterhin kann jegliches Verziehen, das im Stahl während des Austenitisierens und Abschreckens auftritt, während des Tempems signifikant vermindert werden.

   Es wurde auch gefunden, dass der gemäss vorliegender Erfindung erhaltene Stahl eine hervorragende Gleichmässigkeit im Vergleich mit Stahl, der gemäss herkömmlichen Methoden behandelt wurde, aufweist. Es wurden auch Verbesserungen der Duktilität, der Zähigkeit und der   Ennüdungsfestigkeit   festgestellt. 



   Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung näher erläutern, ohne dass diese jedoch hierauf beschränkt sein soll. 



    Beispiel l :   
Dieses Beispiel zeigt einen umfassenden Vergleich der herkömmlichen Ofenbehandlung und der Wärmebehandlung gemäss vorliegender Erfindung. In diesem Beispiel wurden, um zu demonstrieren, dass erfindungsgemäss tatsächlich Rissbildung beim Abschrecken ausgeschaltet ist, Stangen austenitisiert und dann abgeschreckt, ohne zu tempern, da letzteres praktisch keine Wirkung auf die Rissbildung beim Abschrecken besitzt. 



   Die chemische Analyse der für diesen Vergleichstest verwendeten Stahlcharge ist in Tabelle I gezeigt - Charge A. 4140-Stahl wurde für diesen Vergleich verwendet, weil Stähle mit Kohlenstoffgehalten von mehr als 0, 40 % 

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 für Rissbildung beim Abschrecken anfällig sind. Diese Charge enthielt auch Te, das ein Additiv für die maschinelle Bearbeitungsfähigkeit ist. Im allgemeinen erhöhen Additive für die maschinelle Bearbeitbarkeit, wie Te, Se, S und Pb, die Möglichkeit der Rissbildung beim Abschrecken. Diese Additive bilden im Stahl Einschlüsse und wirken als Initiierungspunkte für Risse.

   Die in Fig. 2 gezeigte Einrichtung wurde für diesen Vergleichszweck verwendet
Proben für diesen Vergleichstest wurden aus heiss gewalzten Stangen von 4150-Stahl hergestellt, die mechanisch gereinigt worden waren, um das Oxid zu entfernen, das sich auf dem Stahl während des Heisswalzens gebildet hatte. 10 heiss gewalzte Stangen wurden beliebig gewählt und zwei kurze Proben wurden von jeder dieser Stangen abgeschnitten. Jede Probe war etwa 53, 3 cm lang und hatte einen Durchmesser von etwa 2, 6 cm. Die 20 Proben wurden in zwei Gruppen zu je 10 unterteilt. Eine Gruppe war für die Ofenbehandlung und die andere für die   erfmdungsgemässe   Behandlung bestimmt. 



   Die für die Ofenbehandlung bestimmten Proben wurden im Laboratoriumsofen auf eine Temperatur von etwa   843 C   erhitzt. In diesem Fall war eine 4 h dauernde Ofenbehandlung erforderlich, um sicherzustellen, dass die gesamte Ofenbeschickung die Austenitisierungstemperatur erreicht hatte. Dann wurde jede Probe einzeln in gerührtem Wasser abgeschreckt. Im Abschreckbad wurden keine Additive verwendet und die Badtemperatur wurde bei etwa 270 C gehalten. 



   Dann wurde die andere Probengruppe durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen behandelt. Jede Probe wurde auf etwa   927    C erhitzt und im gleichen Abschreckbehälter, wie er für die ofenbehandelten Proben verwendet wurde, abgeschreckt. Es waren nur 16 s notwendig, um jede Probe auf die gewünschte Austenitisierungstemperatur zu erhitzen. Es sei bemerkt, dass die für die elektrische Behandlung angewandte Austenitisierungstemperatur um etwa   65, 5    C höher war als die für die Ofenbehandlung angewandte. Eine höhere Austenitisierungstemperatur war für die elektrische Behandlung notwendig, um zu gewährleisten, dass der Stahl während dieses kurzen Erhitzungszyklus voll austenitisiert war.

   Im allgemeinen neigen höhere Austenitisierungstemperaturen dazu, die Rissbildung beim Abschrecken zu fördern, und die Anwendung einer höheren Austenitisierungstemperatur in diesem Vergleichsversuch lenkte tatsächlich den Versuch zugunsten der   Ofenbehandlung.   



   Nach Beendigung des Abschreckens beider Probengruppen wurde jede Probe auf Risse inspiziert und zur Bestimmung der Geradheit gemessen. Risse auf den ofenbehandelten Proben wurden leicht identifiziert ; die visuelle Inspektion zeigte keine Risse durch die Abschreckung in den elektrisch behandelten Proben. Um sicherzustellen, dass an den elektrisch behandelten Proben keine Abschreckungsrisse vorhanden waren, wurden diese Proben durch Farbstoffdurchdringungsmethoden näher untersucht. Wiederum wurden keine Risse durch die Abschreckung gefunden. 



   Jede Probe wurde auch gemessen, um die Geradheit zu bestimmen. Dies erfolgte dadurch, dass die Probe auf eine ebene Fläche gelegt und gegen eine gerade Stahlstange, die sich ebenfalls auf der ebenen Fläche befand, gedrückt wurde und dann der maximale Abstand zwischen der geraden Stange und der Probe gemessen wurde. 



  Diese Messung (in mm) wurde durch die Länge der Probe (in cm) dividiert, wobei eine quantitative Angabe des Verziehungsausmasses jeder Probe erhalten wurde. Die beiden Probengruppen wurden auch photographiert, und die Fig. 3A und 3B zeigen, dass die elektrisch behandelten Stangen wesentlich gerader waren als die ofenbehandelten. 



  Tabelle   n   zeigt die Daten für diese beiden Gruppen von wärmebehandelten Stangen. 



   Tabellen
Vergleichsversuch für 4150 
 EMI8.1 
 
<tb> 
<tb> Probe <SEP> Nr. <SEP> Verziehungsausmass <SEP> Risse <SEP> durch <SEP> das <SEP> Abschrecken
<tb> OFEN <SEP> : <SEP> (mm/cm) <SEP> 
<tb> F-1 <SEP> 0, <SEP> 159 <SEP> 0
<tb> F-2 <SEP> 0, <SEP> 095 <SEP> I <SEP> 
<tb> F-3 <SEP> 0, <SEP> 038 <SEP> 0
<tb> F-4 <SEP> 0, <SEP> 142 <SEP> 0
<tb> F-5 <SEP> 0, <SEP> 142 <SEP> I <SEP> 
<tb> F-6 <SEP> 0, <SEP> 119 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-7 <SEP> 0, <SEP> 089 <SEP> 0
<tb> F-8 <SEP> 0, <SEP> 159 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-9 <SEP> 0, <SEP> 186 <SEP> I <SEP> 
<tb> F-10 <SEP> 0, <SEP> 107 <SEP> 0
<tb> durchschnitt- <SEP> 50 <SEP> % <SEP> Risse <SEP> beim <SEP> Abschrecken
<tb> liches
<tb> Verziehen <SEP> 0, <SEP> 124 <SEP> 
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 9> 

 
 EMI9.1 
 
<tb> 
<tb> Probe <SEP> Nr. <SEP> Verziehungsausmass <SEP> Risse <SEP> beim <SEP> Abschrecken
<tb> elektrisch <SEP> :

   <SEP> (mm/cm) <SEP> 
<tb> E-1 <SEP> 0, <SEP> 033 <SEP> 0
<tb> E-2 <SEP> 0, <SEP> 032 <SEP> 0
<tb> E-3 <SEP> 0, <SEP> 038 <SEP> 0
<tb> E-4 <SEP> 0, <SEP> 032 <SEP> 0
<tb> E-5 <SEP> 0, <SEP> 012 <SEP> 0
<tb> E-6 <SEP> 0, <SEP> 032 <SEP> 0
<tb> E-7 <SEP> 0, <SEP> 030 <SEP> 0
<tb> E-8 <SEP> 0, <SEP> 026 <SEP> 0
<tb> E-9 <SEP> 0, <SEP> 052 <SEP> 0
<tb> E-10 <SEP> 0, <SEP> 034 <SEP> 0
<tb> durchschnittli-O <SEP> % <SEP> Risse <SEP> beim
<tb> ches <SEP> Verziehen <SEP> 0, <SEP> 032 <SEP> Abschrecken <SEP> 
<tb> 
 
Aus den Daten der Tabelle   n   und den Photographien der Fig. 3A und 3B geht hervor, dass der erfindungsgemäss austenitisierte Stahl ein geringeres Verziehungsausmass aufwies als der im Ofen behandelte Stahl. Tatsächlich war das Verziehen in den ofenbehandelten Proben mehr als dreimal so stark wie dasjenige der elektrisch behandelten Stangen.

   Man könnte annehmen, dass das geringer Verziehen der elektrisch behandelten Proben einem gewissen Unterschied in der beim Abschrecken erzielten Härte dieser Proben zuzuschreiben ist. Dies war jedoch nicht der Fall. Tabelle III zeigt eine Zusammenfassung der Härtedaten, die am Querschnitt von Rohlingen festgestellt wurden, die aus diesen beiden Probegruppen unmittelbar nach dem Abschrecken geschnitten wurden. Diese Daten zeigen klar, dass das gleiche Härteausmass in den beiden Probengruppen erzielt wurde.

   Die geringen Unterschiede befinden sich innerhalb der Fehlergrenze des   Rc-Härtetests :   
 EMI9.2 
 
 EMI9.3 
 
<tb> 
<tb> im <SEP> Ofen <SEP> behandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt
<tb> Mittlere <SEP> Zentrumshärte <SEP> 62, <SEP> 2 <SEP> Rc <SEP> 62, <SEP> 1 <SEP> Rc
<tb> mittlere <SEP> Halbradiushärte <SEP> 60, <SEP> 8 <SEP> Rc <SEP> 61, <SEP> 3 <SEP> Re <SEP> 
<tb> mittlere <SEP> Oberflächenhärte <SEP> 60, <SEP> 7 <SEP> Rc <SEP> 61, <SEP> 4 <SEP> Rc <SEP> 
<tb> mittlere <SEP> Gesamthärte
<tb> (30 <SEP> Versuche) <SEP> 61 <SEP> 2Rc61, <SEP> 6 <SEP> Rc <SEP> 
<tb> 
 
Der signifikanteste Aspekt der in Tabelle II angegebenen Daten sind die Ergebnisse in bezug auf die Rissbildung beim Abschrecken.

   50 % der im Ofen behandelten Proben erlitten Risse während der Abschreckung in Wasser, und diese Häufigkeit der Rissbildung beim Abschrecken ist mehr oder weniger normal. Gewöhnlich wird 4150-Stahl in Öl abgeschreckt, um die Rissbildung zu vermeiden. Demgemäss könnte man Rissbildung beim Abschrecken erwarten, wenn für diese Qualität Wasser anstelle von Öl verwendet wird. Jedoch traten in keiner der elektrisch erhitzten Proben Risse auf, obwohl sie sogar in genau dem gleichen Abschreckmedium abgeschreckt wurden, und die gleiche Härte wie unmittelbar beim Abschrecken wurde im Stahl erzielt. Es wird angenommen, dass der Grund für diesen Unterschied im Auftreten von Rissbildung beim Abschrecken dem raschen Austenitisierungszyklus zugeschrieben werden kann.

   Es war einfach nicht genug Zeit für schädliche Elemente vorhanden, um sich während des angewandten kurzen Austenitisierungszyklus an den Austenitkorngrenzen abzuscheiden. Demgemäss blieben die Komgrenzen stark und die Proben widerstanden der Rissbildung beim Abschrecken. Andererseits war für die Abscheidung an den Austenitkomgrenzen in den ofenbehandelten Proben genug Zeit vorhanden und 50 % dieser Proben erlitten Risse. 



   Die Fig. 4A und 4B zeigen einen Vergleich der Oberfläche einer der ofenbehandelten Proben und jener der elektrisch behandelten Proben. Ein Riss ist in der ofenbehandelten Probe gezeigt. Im allgemeinen erstrecken sich derartige Risse über die ganze Länge der Proben und sie verlaufen unregelmässig von einem zum anderen Ende. 



  Ein Schnitt durch eine der Proben zeigte, dass sich der Riss von der Oberfläche bis etwa die Mitte des Querschnittes erstreckte. Die Prüfung des Bruches zeigte, dass er tatsächlich der Art nach intergranulär war. Da in den elektrisch behandelten Proben keine Risse durch Abschrecken gefunden wurden, konnten sie auch nicht photographiert oder metallographisch geprüft werden. 



   Die Photographien in den Fig. 4A und 4B illustrieren auch einen anderen wichtigen Aspekt der Stahlbehandlung mit rascher Austenitisierung. Fig. 4A zeigt, dass die Oberfläche des ofenbehandelten Stahls eine 

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 dicke Oxidschicht aufweist. Andererseits weist die Probe, die elektrisch austenitisiert wurde, nur einen dünnen Belag auf. Messungen der Dicke des Oxids auf den ofenbehandelten Stangen zeigten, dass diese Schicht eine variierende Dicke von 0, 0381 bis 0, 0889 mm aufwies. Es wurde versucht, die Dicke der Oxidschicht auf den elektrisch behandelten Proben zu messen, doch war die Schicht so dünn, dass keine Messungen durchgeführt werden konnten. Alles, was über die elektrisch behandelten Proben gesagt werden könnte, ist, dass die Oxidschicht eine Dicke von weniger als 0, 00254 mm besass.

   Dieses Fehlen einer Oxidschicht auf dem erfindungsgemäss behandelten Stahl ist ein weiterer augenscheinlicher Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens. 



   Beispiel 2 :
In diesem Beispiel wurden die in Beispiel   l   durchgeführten Versuche und Prüfungen mit einer anderen Stahlqualität wiederholt
10 heiss gewalzte Stangen von 6150-Stahl aus Charge B wurden aufs Geratewohl   gewählt.   Diese 10 Stangen wurden mechanisch gereinigt und dann wurden 20 Proben hievon abgeschnitten. Diese Proben hatten eine Länge von 53, 3 cm und einen Durchmesser von 2, 7 cm. Die chemische Analyse der Charge B ist in Tabelle I angegeben, und 6150 wurde für diese Versuchsreihe gewählt, da angenommen wurde, dass diese Qualität für die Rissbildung beim Abschrecken in Wasser anfällig ist. Die in Fig. 2 beschriebene Einrichtung wurde zur Wärmebehandlung dieser 20 Proben verwendet. 



   10 Proben wurden bei einer Austenitisierungstemperatur von etwa   843 C   und mit einer Erhitzungszeit von 4 h im Ofen behandelt. Nach dem Austenitisieren wurden die Proben einzeln in gerührtem Wasser abgeschreckt, auf durch das Abschrecken gebildete Risse inspiziert und auf Geradheit gemessen. 



   Dann wurden die 10 übrigen Proben erfindungsgemäss austenitisiert. Die gewählte Austenitisierungstemperatur betrug etwa   927 C   und die zum Erhitzen jeder Probe benötigte Zeit war 18 s. Die Proben wurden einzeln im gleichen Bad, das für die Ofenproben verwendet worden war, abgeschreckt. Es wurden die in Beispiel   l   beschriebenen Methoden zur Analyse verwendet und die Ergebnisse dieser Versuche sind in Tabelle IV gezeigt.

   Photographien der Proben unmittelbar nach dem Abschrecken sind in den Fig. 5A und 5B gezeigt 
Tabelle IV
Vergleichstest für 6150 
 EMI10.1 
 
<tb> 
<tb> Probe <SEP> Verziehungsausmass <SEP> Risse <SEP> beim <SEP> Abschrecken
<tb> Identifizierung <SEP> (mm/cm)
<tb> OFEN <SEP> : <SEP> F-1 <SEP> 0, <SEP> 114 <SEP> 0
<tb> F-2 <SEP> 0, <SEP> 077 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-3 <SEP> 0, <SEP> 159 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-4 <SEP> 0, <SEP> 160 <SEP> I <SEP> 
<tb> F-5 <SEP> 0, <SEP> 127 <SEP> 2
<tb> F-6 <SEP> 0, <SEP> 095 <SEP> 0
<tb> F-7 <SEP> 0, <SEP> 117 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-8 <SEP> 0, <SEP> 072 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-9 <SEP> 0, <SEP> 000 <SEP> 1 <SEP> 
<tb> F-10 <SEP> 0, <SEP> 038 <SEP> I <SEP> 
<tb> mittleres <SEP> Verziehen <SEP> 0, <SEP> 096 <SEP> 80 <SEP> % <SEP> mit <SEP> Rissen
<tb> elekttrisch <SEP> :

   <SEP> E-l <SEP> 0, <SEP> 014 <SEP> 0
<tb> E-2 <SEP> 0, <SEP> 014 <SEP> 0
<tb> E-3 <SEP> 0, <SEP> 000 <SEP> 0
<tb> E-4 <SEP> 0, <SEP> 012 <SEP> 0
<tb> E-5 <SEP> 0, <SEP> 030 <SEP> 0
<tb> E-6 <SEP> 0, <SEP> 018 <SEP> 0
<tb> E-7 <SEP> 0, <SEP> 002 <SEP> 0
<tb> E-8 <SEP> 0, <SEP> 016 <SEP> 0
<tb> E-9 <SEP> 0, <SEP> 026 <SEP> 0
<tb> E-10 <SEP> 0, <SEP> 017 <SEP> 0
<tb> mittleres <SEP> Verziehen <SEP> 0, <SEP> 015 <SEP> 0 <SEP> % <SEP> mit <SEP> Rissen
<tb> 
 
Die Daten der Tabelle IV und die Photographien der Fig. 5A und 5B zeigen, dass die rasche Austenitisierung dazu neigt, das Ausmass des Verziehens beim Abschrecken zu vermindern. In diesem Fall war das Ausmass des Verziehens für die ofenbehandelten Proben sechsmal so gross wie jenes der elektrisch behandelten Proben. 



  Härteversuche wurden am Querschnitt von Proben durchgeführt, welche sowohl aus ofen- als auch elektrisch 

 <Desc/Clms Page number 11> 

 behandeltem Stahl geschnitten worden waren, und die Ergebnisse dieser Härteversuche sind in Tabelle V gezeigt. 



  Die Daten der Tabelle V zeigen, dass die beiden Probengruppen auf praktisch das gleiche Härteausmass abgeschreckt worden waren. Demgemäss können die im Ausmass des Verziehens festgestellten Unterschiede und die Unterschiede in der Häufigkeit der Rissbildung beim Abschrecken nicht den Unterschieden im Ausmass der martensitischen Transformation zugeschrieben werden. 



   Tabelle V
Härtevergleich für 6150-Stahl 
 EMI11.1 
 
<tb> 
<tb> ofenbehandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt
<tb> mittlere <SEP> Zentrumshärte <SEP> 61, <SEP> Rc <SEP> 61,5 <SEP> Rc <SEP> 
<tb> mittlere <SEP> Halbradiushärte <SEP> 60, <SEP> 8 <SEP> Rc <SEP> 61, <SEP> 1 <SEP> Rc
<tb> mittlere <SEP> Oberflächenhärte <SEP> 61, <SEP> 0 <SEP> Re <SEP> 61, <SEP> 5 <SEP> Rc
<tb> mittlere <SEP> Gesamthärte <SEP> (30 <SEP> Versuche) <SEP> 60, <SEP> 9 <SEP> Re <SEP> 61, <SEP> 5 <SEP> Rc
<tb> 
 
Der signifikanteste Aspekt der Daten der Tabelle IV bezieht sich auf den Vergleich der Rissbildung beim Abschrecken. 80 % der ofenbehandelten Proben wiesen Risse auf, während keine der elektrisch behandelten Proben Risse zeigte. Diese Daten zeigen klar, dass das rasche Austenitisieren das Problem der Rissbildung beim Abschrecken vermeidet. 



   Die Fig. 6A und 6B zeigen die Oberfläche einer der ofenbehandelten Proben und die Oberfläche einer der elektrisch behandelten Proben. An der ofenbehandelten Probe ist deutlich ein Abschreckungsriss gezeigt Diese Photographien zeigen auch die dicke Oxidschicht an der ofenbehandelten Probe und die relativ dünne Oxidschicht an der elektrisch behandelten Probe. Es wird angenommen, dass die Dicke der Oxidschicht an diesen Proben ähnlich derjenigen der entsprechenden Proben von Beispiel 1 ist. 



   Die Ergebnisse dieser Versuchsreihe bestätigen die in Beispiel   l   gemachten Beobachtungen. Die rasche Austenitisierung gemäss vorliegender Erfindung verhindert Abschreckungsrisse, hält das Verziehen beim Abschrecken minimal und setzt die Bildung von Oxid am Stahl auf ein Minimum herab. Vergleichsversuche dieser Art wurden auch an einigen anderen in Tabelle I angeführten Qualitäten mit Kohlenstoffgehalten von mehr als 0, 40 % durchgeführt. In jedem Fall waren die Ergebnisse ähnlich und das neue Verfahren verhinderte das Auftreten von Rissbildung beim Abschrecken. 



   Beispiel 3 :
Dieses Beispiel gibt einen weiteren Beweis für das Fehlen von Rissbildungen beim Abschrecken bei Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens und beschreibt den Bereich an kommerziellen Produkten, die aus 414X-Stählen hergestellt werden können. 



   Heiss gewalzte Stangen aus 10 Chargen von kommerziell hergestelltem 414X-Stahl wurden für die Behandlung gewählt und die chemischen Analysen dieser 10 Chargen sind in Tabelle I angegeben - Chargen C bis L. Die 414X-Legierungsreihe wurde für diesen Versuch gewählt, weil es sich um die verbreitetste kommerzielle Legierung für Wärmebehandlung handelt. Viele der gewählten Chargen enthielten Additive für die maschinelle Bearbeitbarkeit, welche die Rissbildung beim Abschrecken des Stahls fördern würden. Die Durchmesser der getesteten Stangen betrugen von etwa 15 mm bis zu 89 mm und die Stangen hatten eine minimale Länge von etwa 2, 4 m. 



   Die in Fig. 1 gezeigte Einrichtung wurde zum Behandeln mehrerer Stangen von jeder Stahlcharge verwendet. 



  Die Stangen wurden in die Heizstation eingebracht, auf etwa 927  C erhitzt und dann abgeschreckt. Nach dem Abschrecken wurden die Stangen mechanisch vom Abschreckbehälter entfernt und auf den Ausgangsaufbewahrungstisch gebracht. Als ein gesamter Stahlsatz austenitisiert und abgeschreckt war, wurden die Stangen wieder zum Eingangstisch zurückgebracht und dann einzeln auf verschiedene Tempertemperaturen erhitzt. Tempertemperaturen zwischen etwa 482 und 732  C wurden getestet. Die grössten behandelten Stangen hatten einen Durchmesser von etwa 89 mm und eine Länge von etwa 3 m, und diese Stangen erforderten eine Gesamtzeit von 8 min zum Austenitisieren. Alle anderen von diesen 10 Chargen behandelten Stangen waren in weniger als 8 min austenitisiert. Die Temperzeiten betrugen von einigen wenigen s bis zu etwa 5 min. 



   Umfangreiche Untersuchungen wurden an den Stangen dieser 10 Stahlchargen durchgeführt, so dass der Bereich an mechanischen Eigenschaften in geeigneter Weise charakterisiert werden konnte. Fig. 7 zeigt die Festigkeitsund Duktilitätsdaten, die erhalten wurden. Jeder aufgezeichnete Datenpunkt stellt die Zugfestigkeit einer einzelnen Stange einer dieser 10 Chargen dar. Insgesamt wurden 50 Stangen behandelt. Die strichlierten Linien dienen dazu, den Bereich an mechanischen Eigenschaften zu umreissen, sie stellen aber keinerlei statistisches Merkmal der Daten dar. 



   Die in Fig. 7 gezeigten Bereiche sind überraschend eng, wenn man bedenkt, dass die Durchmesser dieser Stangen von etwa 15 bis 89 mm betrugen. Dieser enge Bereich an mechanischen Eigenschaften impliziert, dass das neue Verfahren auf geringe Änderungen der Chemie des Stahls oder Änderungen des Durchmessers nicht empfindlich ist. Aus Fig. 7 ist auch ersichtlich, dass die mechanischen Eigenschaften des wärmebehandelten 

 <Desc/Clms Page number 12> 

 Stahls über einen weiten Bereich leicht variiert werden können, indem einfach die Tempertemperatur reguliert wird. 



   Jede behandelte Stange wurde auch auf Abschreckungsrisse inspiziert, es wurden aber keine gefunden. Dies ist besonders bemerkenswert, weil Stangen von 414X-Stahl mit grossem Durchmesser gewöhnlich in Öl abgeschreckt werden, um Rissbildung beim Abschrecken zu vermeiden. Weiterhin waren alle getesteten Stangen mit grossem Durchmesser (Chargen J,   K und   L) aus einem Stahl hergestellt, der Additive für die maschinelle Bearbeitbarkeit enthielt. Wie bereits oben erwähnt, neigen Additive für die maschinelle Bearbeitbarkeit dazu, die Rissbildung beim Abschrecken zu fördern. Diese Daten zeigen klar, dass eine Behandlung gemäss vorliegender Erfindung in grossem Massstab zur Behandlung von kommerziellen Stählen angewendet werden kann, ohne dass die Verluste auftreten, die gewöhnlich zufolge Rissbildung beim Abschrecken auftreten würden. 



   Beispiel 4 : Beispiel 3 hat gezeigt, dass das erfindungsgemässe Verfahren für die Wärmebehandlung von 414X-Legierungen über einen weiten Durchmesserbereich angewendet werden kann. Es hat auch gezeigt, dass die Rissbildung beim Abschrecken durch das erfindungsgemässe Verfahren vermieden werden kann, und illustrierte den Bereich an mechanischen Eigenschaften, der in dieser Legierungsreihe erzielt werden kann. Dieses Beispiel beschäftigt sich mit einem weiteren Bereich an Legierungszusammensetzungen und demonstriert die Vielseitigkeit des   erfindungsgemässen   Verfahrens sowie auch das Fehlen von Rissbildung beim Abschrecken in anderen Legierungen. 



   Die in Fig. 1 beschriebene Einrichtung wurde zum Behandeln von Stahl gemäss diesem Beispiel verwendet. 



  Alle behandelten Stangen wiesen eine minimale Länge von 2, 4 m auf und es wurden die in Beispiel 3 beschriebenen Behandlungsmethoden angewendet. Austenitisierungstemperaturen von etwa 871 bis 927  C und Tempertemperaturen von 482 bis   705    C wurden angewendet. Tabelle I gibt die Durchmesser und die chemischen Zusammensetzungen der in diesem Beispiel getesteten Stähle an ; die folgenden Chargen wurden getestet : A, B,   M, N, 0, P, Q, R, Sund T.    



   Mehrere Stangen jeder dieser Chargen wurden gemäss vorliegender Erfindung behandelt und Daten über die mechanischen Eigenschaften jeder Stange wurden festgestellt. Die Fig. 8 und 9 zeigen die Zugfestigkeitsdaten, die gegen die Tempertemperaturen für diese 10 Stahlchargen aufgezeichnet wurden. Alle Stähle verhielten sich in vorhersagbarer Weise, die mit ihrem Legierungsgehalt übereinstimmte. Die Art der Kurve für den 6150-Stahl unterscheidet sich etwas von den anderen Qualitäten, weil dieser Stahl Vanadin enthält und Vanadinalterung in diesem Stahl bei Tempertemperaturen nahe   649 C   auftritt. Diese Erscheinung ist bei vanadinhaltigen Stählen üblich und stellt keinen Aspekt der Erfindung dar. 



   Nachdem jede Stange dieser 10 Chargen wärmebehandelt war, wurden sie auf Risse untersucht, es wurden jedoch keine gefunden. Es sei jedoch bemerkt, dass man von Stählen mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0, 40 % nicht erwartet, dass sie während des Abschreckens in Wasser Risse bilden. In diesem Beispiel gab es drei Legierungen, die unter diese Kategorie fallen. Die anderen sieben getesteten Chargen würden zu Abschreckungsrissen neigen, wenn sie in Wasser abgeschreckt werden, und 1144 hätte zufolge des hohen Schwefelgehaltes in diesem Stahl eine starke Tendenz zu Abschreckungsrissen. 



   Während der Behandlung dieser verschiedenen Stahlqualitäten wurde der Versuch unternommen, die ideale Austenitisierungstemperatur für eine bestimmte Legierung festzustellen. Offensichtlich müssten höhere Temperaturen angewendet werden, wenn rasch austenitisiert wird, um den kurzen Zyklus zu kompensieren. Versuchsergebnisse haben gezeigt, dass die Austenitisierungstemperatur etwa 93  C über der   A3-Temperatur   für einen bestimmten Stahl liegen soll. Es sei bemerkt, dass diese Temperatur erheblich höher ist als die für   Ofenwärmebehandlung   empfohlenen Temperaturen. 



   Dieses Beispiel demonstriert, dass das neue Verfahren ohne Schwierigkeit auf einen weiten Bereich von Stahllegierungen angewendet werden kann. Es demonstriert auch, dass das erfindungsgemässe Verfahren das Rissbildungsproblem beim Abschrecken für einen weiten Bereich an Stahlqualitäten eliminiert, und zeigt so die Vielseitigkeit des erfindungsgemässen Verfahrens. 



   Beispiel 5 :
Dieses Beispiel zeigt, dass das erfindungsgemässe Verfahren für Stahlwerkstücke in Form von Rohren verwendet werden kann. 



   Die in Fig. 1 beschriebene Vorrichtung wurde zur Behandlung von drei aus einer kommerziellen Charge von 4130 hergestellten Rohren verwendet. Die chemische Analyse dieser Charge (Charge U) ist in Tabelle I gezeigt. 



  Die für diesen Test verwendeten Rohre hatten einen Durchmesser von etwa 38 mm und eine Wandstärke von 9, 53 mm. Diese Rohre wurden wie Stangen durch die Wärmebehandlungseinrichtung behandelt und es traten keinerlei Schwierigkeiten auf. Jedes Rohr wurde bei einer Temperatur von etwa 927  C austenitisiert und bei Temperaturen von etwa 398 bis   566    C getempert. Nach der Wärmebehandlung wurden die Rohre getestet, um ihre mechanischen Eigenschaften zu bestimmen. Tabelle VI zeigt die Ergebnisse dieser Versuche. 

 <Desc/Clms Page number 13> 

 



   Tabelle VI Mechanische Eigenschaften von wärmebehandelten Rohren 
 EMI13.1 
 
<tb> 
<tb> Zugfestigkeit <SEP> Streckgrenze <SEP> Dehnung <SEP> EinschnüBehandlung <SEP> (tensile) <SEP> (yield) <SEP> (EL) <SEP> rung <SEP> (RA)
<tb> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> kN/cm2(ksi) <SEP> kN/cm2(ksi) <SEP> (%) <SEP> (%)
<tb> alle <SEP> Rohre <SEP> wurden <SEP> bei <SEP> etwa
<tb> 927  <SEP> C <SEP> austenitisiert <SEP> 139, <SEP> 83 <SEP> 126, <SEP> 93 <SEP> 
<tb> getempert <SEP> bei <SEP> etwa <SEP> 399  <SEP> C <SEP> (202, <SEP> 8) <SEP> (184, <SEP> 1) <SEP> 12. <SEP> 5 <SEP> 59, <SEP> 1 <SEP> 
<tb> getempert <SEP> bei <SEP> etwa <SEP> 482  <SEP> C <SEP> 127, <SEP> 35 <SEP> 120, <SEP> 18 <SEP> 13, <SEP> 0 <SEP> 62, <SEP> 4 <SEP> 
<tb> (184, <SEP> 7) <SEP> (174.

   <SEP> 3) <SEP> 
<tb> getempert <SEP> bei <SEP> etwa <SEP> 566  <SEP> C <SEP> 109, <SEP> 84 <SEP> 100, <SEP> 39 <SEP> 16, <SEP> 0 <SEP> 67, <SEP> 3 <SEP> 
<tb> (159, <SEP> 3) <SEP> (145, <SEP> 6) <SEP> 
<tb> 
 
Jedes Rohr wurde auf Abschreckungsrisse inspiziert und auf Gleichmässigkeit getestet. Es wurden keine Abschreckungsrisse gefunden und die Gleichmässigkeit des Stahls von der Oberfläche zum Inneren und über die Länge war ausgezeichnet
Dieses Beispiel zeigt, dass die Erfindung ohne jegliche Schwierigkeiten auf Rohre angewendet werden kann. 



  Es waren keine Modifikationen der Anlage notwendig und aus dieser Wärmebehandlung resultierte ein gleichförmiges Rohrprodukt mit hoher Festigkeit. 



   Beispiel 6 : Dieses Beispiel demonstriert die Erscheinungen des Geraderichtens beim Tempern, das bereits oben erwähnt ist. 



  Das Geraderichten beim Tempern kann zum Vermindern des Ausmasses des Verziehens beim Abschrecken verwendet werden, welches auftritt, wenn lange Werkstücke wärmebehandelt werden. 



   Stangen aus zwei Chargen, J und K, von 4142 wurden gemäss vorliegender Erfindung behandelt. Die chemischen Analysen und Durchmesser dieser Stangen sind in Tabelle I angegeben und die in Fig. 1 illustrierte Anlage wurde zum Behandeln dieser beiden Stahlchargen verwendet
Bei diesem Versuch wurde die Geradheit jeder Stange nach dem Abschrecken und dann wieder nach dem Tempern gemessen. Während des Temperns wurde durch die elektrischen Kontakte auf das Stahlwerkstück eine Spannkraft (tension force) von etwa 181 kg ausgeübt. Diese Spannung allein reichte nicht aus, die plastische Verformung dieser Stangen mit grossem Durchmesser zu bewirken. Jedoch wurde während des Temperns beobachtet, dass sich diese Stangen erheblich geraderichteten. Fig. 10A zeigt eine Photographie von Stangen der Charge J im Zustand unmittelbar nach dem Abschrecken. Es sei bemerkt, dass die 5.

   Stange dieser Gruppe während des Abschreckens wegen eines Fehlers in einem Teil des Rührsystems der Abschreckeinrichtung stark verformt wurde.   Fig. 10B   zeigt die gleichen Stangen nach dem Tempern unter Spannung. Insbesondere sei auf die erhebliche Verbesserung der Geradheit der Stangen nach dem Tempern hingewiesen. Tabelle VII zeigt die gemessenen Geradheitswerte der Stangen nach dem Abschrecken und nach dem Tempern. Die Tempertemperaturen sind ebenfalls angegeben. 



   Tabelle VIT
Verziehen der Stangen aus Charge J (Stangenlänge 376 cm) 
 EMI13.2 
 
<tb> 
<tb> Verziehen <SEP> nach <SEP> dem <SEP> Verziehen <SEP> nach <SEP> dem <SEP> Tempertemperatur
<tb> Abschrecken <SEP> Tempern <SEP> (C)
<tb> (mm/cm) <SEP> (mm/cm)
<tb> 0, <SEP> 030 <SEP> 0, <SEP> 004 <SEP> 482
<tb> 0, <SEP> 046 <SEP> 0, <SEP> 009 <SEP> 538
<tb> 0, <SEP> 042 <SEP> 0, <SEP> 009 <SEP> 593
<tb> 0, <SEP> 017 <SEP> 0, <SEP> 004 <SEP> 649
<tb> 0, <SEP> 215 <SEP> 0, <SEP> 070 <SEP> 704
<tb> 0, <SEP> 008 <SEP> 0, <SEP> 004 <SEP> 649
<tb> 0, <SEP> 021 <SEP> 0, <SEP> 004 <SEP> 649
<tb> 0, <SEP> 008 <SEP> 0, <SEP> 004 <SEP> 649
<tb> durchschnitttich0, <SEP> 0480, <SEP> 014 <SEP> 
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 14> 

 
 EMI14.1 
 



   Tabelle   VIII   Verziehen der Stangen aus Charge K (Stangenlänge 376 cm) 
 EMI14.2 
 
<tb> 
<tb> Verziehen <SEP> nach <SEP> dem <SEP> Verziehen <SEP> nach <SEP> dem <SEP> Tempertemperatur
<tb> Abschrecken <SEP> Tempern <SEP> (OC)
<tb> (mm/cm) <SEP> (mm/cm) <SEP> 
<tb> 0, <SEP> 025 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> 482
<tb> 0, <SEP> 076 <SEP> 0, <SEP> 021 <SEP> 538
<tb> 0, <SEP> 169 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> 593
<tb> 0, <SEP> 169 <SEP> 0, <SEP> 030 <SEP> 649
<tb> 0, <SEP> 186 <SEP> 0, <SEP> 030 <SEP> 704
<tb> durchschnitttich <SEP> 0, <SEP> 125 <SEP> 0, <SEP> 026 <SEP> 
<tb> 
 
 EMI14.3 
 Zugbeanspruchung und raschen Erhitzens auf. Die Zugbeanspruchung, die auf diese Stangen ausgeübt wurde, war so gering, dass diese Geraderichtungserscheinung nicht als "Strecken" (yielding) des Stahls erklärt werden kann.

   Anstelle dessen ist diese Verminderung des Verziehens der bevorzugten Neuverteilung der Restspannungen in der 
 EMI14.4 
 am Geraderichten zu hindern. 



   Beispiel 7 : Dieses Beispiel beschreibt die Ergebnisse eines umfassenden Vergleichsversuches zwischen herkömmlicher Wärmebehandlung und erfindungsgemässer Wärmebehandlung. Die chemische Analyse des für diesen Vergleichstest verwendeten Stahls (Charge G) ist in Tabelle I angegeben. Es wurde bestätigt, dass diese besondere Charge von 4140 beim Abschrecken keine Risse erlitt, als im Ofen austenitisiert und mit Wasser abgeschreckt wurde. So war es möglich, einen Vergleichsversuch in diesem speziellen Fall durchzuführen. Die in Fig. 2 verwendete Anlage wurde verwendet, um Proben für diese Versuchsreihe herzustellen. 



   Im Ofen behandelte Proben wurden   l   h bei etwa   843 C   austenitisiert, in gerührtem Wasser abgeschreckt und dann 1 h bei Temperaturen zwischen etwa 482 und etwa   593 C   getempert Die   Ofenbeschickungen   wurden klein gehalten, um geeignete Austenitisierungs- und Temperbehandlungen zu gewährleisten. Ein gleicher Anteil Stahl wurde dann gemäss vorliegender Erfindung durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen behandelt. Eine Austenitisierungstemperatur von etwa   927 C   wurde für alle elektrisch erhitzten Proben angewendet und die Tempertemperaturen betrugen von etwa 538 bis   705 C.   Die Austenitisierungszeit für jede Probe betrug 42 s und die Temperzeiten lagen alle unter 30 s.

   Diese Behandlungen ergaben Proben mit einer Zugfestigkeit von 103, 42 bis 144, 79 kN/cm2 (150-210 ksi) und es wurden genug Proben bei verschiedenen Werten behandelt, um Vergleiche bezüglich Härte, Festigkeit, Duktilität, Zeit bis zur Ermüdung (fatigue life) und CharpySchlagfestigkeit zu erhalten. 



   Die Ergebnisse der Untersuchung auf Zugfestigkeit zeigten, dass erfindungsgemäss behandelter Stahl im Vergleich mit herkömmlich behandeltem Stahl eine verbesserte Duktilität aufwies. Fig. 11 zeigt eine Kurve Zugfestigkeit gegen Dehnung für Proben, die nach den beiden Methoden behandelt worden waren. Die Kurve zeigt, dass mit dem erfindungsgemässen Verfahren eine Verbesserung der Duktilität einhergeht. Diese Unterschiede sind zwar gering, doch ist der Trend klar ersichtlich. Diese Verbesserung der Duktilität ist der verbesserten Mikrostruktur zuzuschreiben, die als Folge der raschen Austenitisierungsbehandlung auftritt. Als nächstes wurden zwei relativ grosse Volumina an Stahlstangen mit der gleichen Festigkeit unter Anwendung der beiden Verfahren hinsichtlich Ermüdungsuntersuchung hergestellt.

   Glatte Dreh- und Biegeermüdungsproben wurden aus diesen Stangen hergestellt und getestet, um die Ermüdungsgrenze des Stahls zu bestimmen. Verschiedene Zug- und Härteproben wurden ebenfalls aus diesen Stangen geschnitten. Tabelle IX zeigt die Ergebnisse des Testens dieses Stahls. Die Verbesserung der Lebenszeit bis zur Ermüdung und des Ermüdungsverhältnisses ist klar durch die in dieser Tabelle angegebenenen Daten illustriert. 

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   Tabelle IX Mechanische Eigenschaften von Ermüdungsproben Charge G 
 EMI15.1 
 
<tb> 
<tb> mechanische <SEP> Eigenschaften <SEP> im <SEP> Ofen <SEP> behandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt
<tb> Zugfestigkeit <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 115, <SEP> 97 <SEP> 115, <SEP> 90 <SEP> 
<tb> (168, <SEP> 2) <SEP> (168, <SEP> 1) <SEP> 
<tb> Streckgrenze <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 107, <SEP> 84 <SEP> 107, <SEP> 08 <SEP> 
<tb> (156, <SEP> 4) <SEP> (155, <SEP> 3) <SEP> 
<tb> Dehnung <SEP> (%) <SEP> 158 <SEP> 16.

   <SEP> 5 <SEP> 
<tb> Einschnürung <SEP> (%) <SEP> 53,5 <SEP> 57,1
<tb> Kernhärte <SEP> (Rc) <SEP> 36, <SEP> 436, <SEP> 8 <SEP> 
<tb> Ermüdungsgrenze <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 61, <SEP> 23 <SEP> 63, <SEP> 09 <SEP> 
<tb> (88,8) <SEP> (91,5)
<tb> Ermüdungsverhältnis <SEP> 0, <SEP> 528 <SEP> 0, <SEP> 544 <SEP> 
<tb> 
 Ermüdungsverhältnis = Ermüdungsgrenze/Zugfestigkeit
Es wurden auch Charpy-Schlagzähigkeitstests an Proben dieser beiden Stahlsätze durchgeführt, die mit dem gleichen Ausmass an Zugfestigkeit   (124, 11 kN/cm2)   (180 ksi) hergestellt wurden. 



   Tabelle X zeigt die Ergebnisse der Charpy-Schlaguntersuchung über einen weiten Temperaturbereich. 



  Insbesondere sei darauf hingewiesen, dass die Schlagenergie unabhängig von der Versuchstemperatur für den erfindungsgemäss behandelten Stahl grösser war. 



   Tabelle X
Charpy-Schlagdaten für Charge G 
 EMI15.2 
 
<tb> 
<tb> Testtemperatur <SEP> ofenbehandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt <SEP> 
<tb> ( C) <SEP> m.kg(ft-lbs) <SEP> m.kg(ft-lbs)
<tb> 90 <SEP> 5, <SEP> 796 <SEP> 8, <SEP> 004 <SEP> 
<tb> (42, <SEP> 0) <SEP> (58, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> 50 <SEP> 5, <SEP> 796 <SEP> 6, <SEP> 072 <SEP> 
<tb> (42, <SEP> 0) <SEP> (44, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> 24 <SEP> 5, <SEP> 382 <SEP> 5, <SEP> 796 <SEP> 
<tb> (39, <SEP> 0) <SEP> (42, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> 0 <SEP> 5, <SEP> 037 <SEP> 5, <SEP> 520 <SEP> 
<tb> (36, <SEP> 5) <SEP> (40, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> - <SEP> 25 <SEP> 3, <SEP> 657 <SEP> 4, <SEP> 416 <SEP> 
<tb> (26, <SEP> 5) <SEP> (32, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> -40 <SEP> 3,312 <SEP> 3,795
<tb> (24,0) <SEP> (27,5)
<tb> - <SEP> 50 <SEP> 2, <SEP> 622 <SEP> 2, <SEP> 829 <SEP> 
<tb> (19, <SEP> 0) <SEP> (20, <SEP> 5) <SEP> 
<tb> -72 <SEP> 2,001 <SEP> 2,

  277
<tb> (14, <SEP> 5) <SEP> (16, <SEP> 5) <SEP> 
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 16> 

 
Die Daten dieses Beispiels zeigen, dass der erfindungsgemäss hergestellte Stahl hervorragende   Duktilität-un   Ermüdungseigenschaften und auch   Charpy-Schlagzähigkeitseigenschaften   im Vergleich mit unter Anwendung konventioneller Methoden hergestelltem Stahl aufweist. 



   Beispiel 8 :
Wie erwähnt, sind mit der Ofenerhitzung gewisse Regulierungsprobleme verbunden, die von der Änderung der Temperatur von der Oberfläche zum Kern der   Ofenbeschickung   herrühren. Diese Temperaturänderung führt zu einer Ungleichmässigkeit des ofenbehandelten Produktes. Um diese Hypothese zu untersuchen, wurde eine Probe von   ofenwärmebehandeltem   4142 in einem Stahlservicezentrum gekauft. Dann wurde eine ähnliche Probe in der in Fig. 1 beschriebenen Anlage gemäss vorliegender Erfindung hergestellt. Beide Proben bestanden aus 29 Stangen von 4142 mit einem Durchmesser von 2, 54 cm und einer Länge von etwa 3, 6 m. Die chemischen Analysen dieser beiden Chargen (Chargen V und W) sind in Tabelle I angegeben. 



   Der gemäss vorliegender Erfindung hergestellte Stahl wurde bei etwa   927 C   austenitisiert und bei etwa 688 C getempert. Dann wurden die Werkstücke auf kommerzielle Toleranzen mechanisch geradegezogen. Eine Zugprobe und eine Härteprobe wurden von jeder Stange abgeschnitten und es wurden statistische Analysenmethoden verwendet, um die Gleichmässigkeit des Stahls festzustellen. Die gleiche Versuchsreihe und die gleichen Analysen wurden am konventionell produzierten Stahl durchgeführt und Tabelle XI zeigt die Ergebnisse der statistischen Analysen dieser beiden Stahlsätze. 



   Tabelle XI
Statistische Analysen der Gleichmässigkeit von 4142 
 EMI16.1 
 
<tb> 
<tb> ofenbehandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt
<tb> mechanische <SEP> Eigenschaften <SEP> Bereich <SEP> Standardab-Bereich <SEP> Standardab- <SEP> 
<tb> weichung <SEP> weichung <SEP> 
<tb> Zugfestigkeit <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 16, <SEP> 48 <SEP> 2, <SEP> 94 <SEP> 7, <SEP> 52 <SEP> 1, <SEP> 58 <SEP> 
<tb> (23, <SEP> 9) <SEP> (4, <SEP> 257) <SEP> (10, <SEP> 9) <SEP> (2, <SEP> 284) <SEP> 
<tb> Streckgrenze <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 15, <SEP> 65 <SEP> 2, <SEP> 93 <SEP> 9, <SEP> 93 <SEP> 2, <SEP> 55 <SEP> 
<tb> (22, <SEP> 7) <SEP> (4, <SEP> 249) <SEP> (14, <SEP> 4) <SEP> (3, <SEP> 704) <SEP> 
<tb> Dehnung <SEP> (%) <SEP> 5, <SEP> 0 <SEP> 1, <SEP> 045 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 1, <SEP> 127 <SEP> 
<tb> Einschnürung <SEP> (%) <SEP> 9, <SEP> 6 <SEP> 2, <SEP> 216 <SEP> 5, <SEP> 6 <SEP> 1,

   <SEP> 344 <SEP> 
<tb> Kemhärte <SEP> (Rc) <SEP> 6. <SEP> 01, <SEP> 394 <SEP> 3, <SEP> 00. <SEP> 577 <SEP> 
<tb> 
 
Die Daten der Tabelle XI zeigen, dass der erfindungsgemäss behandelte Stahl gleichmässiger ist als der   ofenbehandelte   Stahl. In jeder Kategorie der mechanischen Eigenschaften waren die erzielten Werte beim ofenbehandelten Produkt grösser. Die Unterschiede in der Gleichmässigkeit dieser beiden Stähle sind am stärksten, was die   Zugfestigkeits-und Härtedaten   betrifft. Das ofenbehandelte Produkt wies doppelt so hohe Werte auf wie der elektrisch behandelte Stahl.

   Die Standardabweichungen bei der Zugfestigkeit der beiden Stähle zeigen auch, dass der erfindungsgemäss produzierte Stahl etwa doppelt so gleichmässig ist. Ähnlich zeigen die Härtedaten, dass das elektrisch behandelte Produkt etwa doppelt so gleichförmig ist wie das im Ofen behandelte Produkt. 



   Um zu demonstrieren, dass es das erfindungsgemässe Verfahren möglich macht, das volle Potential des Legierungsgehaltes im Stahl zu realisieren, da eine starke Abschreckung durchgeführt werden kann, wurde ein Vergleich zwischen der in herkömmlicher Weise produzierten, in Beispiel 8 beschriebenen Probe (Charge V) und einer Probe aus einem Stahl mit geringem Legierungsgehalt (1045, Charge 0), der gemäss vorliegender Erfindung behandelt wurde, gemacht Tabelle XII (Charge 0) zeigt den Vergleich der mechanischen Eigenschaften und des wichtigen Legierungsgehaltes dieser beiden Stähle. Diese speziellen Proben wurden für diesen Vergleich gewählt, da sich etwa die gleiche Streckgrenze aufwiesen. 

 <Desc/Clms Page number 17> 

 



   Tabelle XII Vergleich der beiden wärmebehandelten Stähle 
 EMI17.1 
 
<tb> 
<tb> 4142 <SEP> 1045
<tb> ofenbehandelt <SEP> elektrisch <SEP> behandelt
<tb> Zugfestigkeit <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 100, <SEP> 32 <SEP> 104, <SEP> 80 <SEP> 
<tb> (145, <SEP> 5) <SEP> (152, <SEP> 0) <SEP> 
<tb> Streckgrenze <SEP> kN/cm2 <SEP> (ksi) <SEP> 89, <SEP> 22 <SEP> 89, <SEP> 50 <SEP> 
<tb> (129, <SEP> 4) <SEP> (129, <SEP> 8) <SEP> 
<tb> Dehnung <SEP> (%) <SEP> 1518, <SEP> 0 <SEP> 
<tb> Einschnürung <SEP> (%) <SEP> 60, <SEP> 062, <SEP> 3 <SEP> 
<tb> Kohlenstoffgehalt <SEP> (%) <SEP> 0, <SEP> 41 <SEP> 0, <SEP> 44 <SEP> 
<tb> Mangangehalt <SEP> (%) <SEP> 0, <SEP> 790, <SEP> 82 <SEP> 
<tb> Chromgehalt <SEP> (%) <SEP> 1, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 03 <SEP> 
<tb> Molybdängehalt <SEP> (%) <SEP> 0, <SEP> 18 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 
<tb> 
 
Die Daten der Tabelle XII zeigen,

   dass das volle Härtungspotential von 1045 bis zu dem Ausmass verwirklicht werden kann, dass es jenem eines höher legierten Stahls, der in konventioneller Weise behandelt wurde, entspricht. In diesem Falle wies 1045 tatsächlich eine bessere Kombination an mechanischen Eigenschaften auf als 4142. Im obigen Beispiel enthalten die beiden Stähle etwa den gleichen Anteil an Kohlenstoff oder Mangan, doch enthält 4142 wesentlich mehr Chrom und Molybdän. 



   Beispiel 10 :
Dieses Beispiel demonstriert, dass das erfindungsgemässe Verfahren die Decarbonisierung, die während der Wärmebehandlung auftritt, minimal hält. Um diese Wirkung zu demonstrieren, wurden zwei metallographische Proben hergestellt. Die erste Probe wurde von der Charge V genommen, die ein typisches Beispiel von ofenbehandeltem Stahl darstellt. Die zweite Probe wurde von der Charge A genommen, bei der es sich um Stahl handelt, der gemäss vorliegender Erfindung behandelt worden war. Beide Proben wurden zerschnitten, so dass die entkohlte Schicht nahe der Oberfläche leicht untersucht werden konnte. Die Fig. 12A und 12B zeigen die Ergebnisse der metallographischen Prüfung. 



   Aus diesen beiden Figuren geht klar hervor, dass der ofenbehandelte Stahl stark entkohlt war, während der gemäss vorliegender Erfindung behandelte Stahl wenig Anzeichen von Entkohlung zeigt. Um die metallographischen Beobachtungen zu verifizieren, wurden Mikrohärtetests am Querschnitt dieser beiden Proben vorgenommen. Die Ergebnisse der Mikrohärtetests sind in Fig. 13 gezeigt. Die Mikrohärtetests zeigten, dass ein schwaches Ausmass an Decarbonisierung mit der Oberfläche des gemäss der Erfindung behandelten Stahls verknüpft war. Jedoch ist dieses Ausmass an Entkohlung im Vergleich mit der Entkohlung an der ofenbehandelten Probe relativ gering. 



   Auf Basis dieser und anderer Beobachtungen kann geschlossen werden, dass das erfindungsgemässe Verfahren dazu beiträgt, die Entkohlung von Stahl während der Bearbeitung minimal zu halten. Dies ist höchstwahrscheinlich das direkte Ergebnis des sehr kurzen Austenitisierungszyklus, der zur Anwendung kommt. 



  Es ist einfach nicht genug Zeit für ein signifikantes Entkohlungsausmass. 



   Aus diesen Beispielen geht hervor, dass die vorliegende Erfindung eine signigikante Verbesserung des Verfahrens zum Austenitisieren, Abschrecken und Tempern von Stählen schafft. Das   erfindungsgemässe   Verfahren bietet eine verbesserte Energieeffizienz durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen. Das Problem der Rissbildung beim Abschrecken wird wirksam eliminiert und das Problem des Verziehens beim Abschrecken signifikant reduziert. Weiterhin kann das beim Abschrecken auftretende Verziehen in der letzten Verfahrensstufe korrigiert werden. 



   Die Oxidation der Stahloberfläche und die Decarbonisierung sind andere allgemeine Probleme, die durch das   erfindungsgemässe   Verfahren auf ein Minimum herabgesetzt werden. Das erfindungsgemässe Verfahren ermöglicht es auch, das volle Härtungspotential von Stahl zu verwirklichen. Schliesslich besitzt das Produkt, das aus der vorliegenden Erfindung resultiert, eine hervorragende Gleichmässigkeit im Vergleich mit dem Produkt, das unter Anwendung konventioneller Methoden hergestellt wurde, sowie weiterhin eine verbesserte Duktilität, Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit. 

 <Desc/Clms Page number 18> 

 



   Es ist klar, dass verschiedene Änderungen und Modifikationen bei Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens vorgenommen werden können, ohne vom Rahmen der Erfindung abzuweichen. 



   PATENTANSPRÜCHE 1. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Stahlwerkstückes, welches Rissbildung und Verziehen beim Abschrecken im wesentlichen eliminiert, dadurch gekennzeichnet, dass a) elektrische Kontakte an entgegengesetzten Enden eines einzelnen Stahlwerkstückes mit begrenzter Länge und gleichförmigem Querschnitt, das für Rissbildung und Verziehen beim Abschrecken anfällig ist, wenn es in einem herkömmlichen Ofen austenitisiert und stark abgeschreckt wird, angebracht werden, 
 EMI18.1 
 benötigte Zeit weniger als 100 s beträgt, c) das ganze austenitisierte Werkstück in einem flüssigen Abschreckmedium mit einem Abschreckstärkefaktor gleich wie oder grösser als jener von unbewegtem Wasser unter Bildung einer überwiegend martensitischen Mikrostruktur sofort abgeschreckt wird und d)

   das gehärtete Werkstück durch rasches elektrisches Erhitzen des ganzen Werkstückes auf eine Temperatur unterhalb der   A-Temperatur   für diesen Stahl getempert wird, wobei das Werkstück mit einem Belastungsgrad unterhalb der Streckgrenze des Stahls unter Spannung gehalten wird.

Claims (1)

  1. 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamterhitzungszeit 5 bis 100 s beträgt.
    3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Erhitzungszeit zwischen der Al-Temperatur und der Austenitisierungstemperatur weniger als 40 s beträgt.
    4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen rasch auf eine Temperatur oberhalb der A3- Temperatur erhitzt wird.
    5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl beim Tempern durch direktes elektrisches Widerstandserhitzen erhitzt wird.
    6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlwerkstück mit einem sich wiederholenden Querschnitt verwendet wird.
    7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Werksück mit einem Koeffizienten der Abschreckstärke von mehr als 1, 2 abgeschreckt wird.
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1014577B (de) * 1952-08-29 1957-08-29 Heppenstall Co Verfahren zur Herstellung von Warmarbeitswerkzeugen unter Verwendung einer aushaertenden Stahllegierung
DE1294680B (de) * 1958-05-22 1969-05-08 Nat Res Dev Verwendung einer Stahllegierung als Werkstoff fuer Gegenstaende hoher Zugfestigkeit
US4040872A (en) * 1976-04-16 1977-08-09 Lasalle Steel Company Process for strengthening of carbon steels
US4170499A (en) * 1977-08-24 1979-10-09 The Regents Of The University Of California Method of making high strength, tough alloy steel

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1014577B (de) * 1952-08-29 1957-08-29 Heppenstall Co Verfahren zur Herstellung von Warmarbeitswerkzeugen unter Verwendung einer aushaertenden Stahllegierung
DE1294680B (de) * 1958-05-22 1969-05-08 Nat Res Dev Verwendung einer Stahllegierung als Werkstoff fuer Gegenstaende hoher Zugfestigkeit
US4040872A (en) * 1976-04-16 1977-08-09 Lasalle Steel Company Process for strengthening of carbon steels
US4170499A (en) * 1977-08-24 1979-10-09 The Regents Of The University Of California Method of making high strength, tough alloy steel

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