CH376136A - Method of treating steel - Google Patents

Method of treating steel

Info

Publication number
CH376136A
CH376136A CH5181657A CH5181657A CH376136A CH 376136 A CH376136 A CH 376136A CH 5181657 A CH5181657 A CH 5181657A CH 5181657 A CH5181657 A CH 5181657A CH 376136 A CH376136 A CH 376136A
Authority
CH
Switzerland
Prior art keywords
sep
steel
temperature
cross
steels
Prior art date
Application number
CH5181657A
Other languages
German (de)
Inventor
S Nachtman Elliot
Original Assignee
Lasalle Steel Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from US617270A external-priority patent/US3001897A/en
Priority claimed from US617266A external-priority patent/US2924544A/en
Priority claimed from US617271A external-priority patent/US2881108A/en
Priority claimed from US617269A external-priority patent/US3088855A/en
Priority claimed from US617264A external-priority patent/US2924543A/en
Priority claimed from US617268A external-priority patent/US2881107A/en
Application filed by Lasalle Steel Co filed Critical Lasalle Steel Co
Publication of CH376136A publication Critical patent/CH376136A/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

  

  Verfahren zur Behandlung von Stahl    Die vorliegende Erfindung     betrifft        ein    Verfahren  zur     Behandlung    von Stahl,     insbesondere        zur    Her  stellung von neuen und verbesserten Stählen mit  neuen und verschiedenen physikalischen und mecha  nischen Eigenschaften und Kombinationen solcher  Eigenschaften.  



  Im besonderen wird mit der vorliegenden     Erfin-          dung    bezweckt, ein beim     Kalt-Fertigbearbeiten    von  Stählen anwendbares Verfahren zu     schaffen,    das sich       dazu    eignet, erstens gewisse physikalische und mecha  nische.

   Eigenschaften des Stahls zu verbessern, zwei  tens Stähle mit neuen und verschiedenen Kombina  tionen von Eigenschaften herzustellen und dabei neue  und bessere Stahlprodukte zu erhalten, bei welchen  die     Eige=nschaften    und Charakteristiken der aus ver  schiedenen     Chargen    stammenden, jedoch die entspre  chende chemische Zusammensetzung     aufweisenden     Stähle gegenüber den     normalen        heissgewalzten    Stählen,  die kalt fertigbearbeitet werden, gleichmässiger sind,

    und drittens den Bereich     Tier    bei den Stählen     ent-          wickelbaren    physikalischen und     .mechanischen    Eigen  schaften zu erweitern, um neue und verschiedene       Verwendungsgebicte    für     Stähle    zu erschliessen. Mit  der Erfindung wird schliesslich die     Herstellung    von  Stählen mit neuen und besseren     Charakteristiken     sowie neuen und besseren physikalischen und mecha  nischen Eigenschaften bezweckt.  



  Man hat gefunden, dass die physikalischen     und     mechanischen Eigenschaften des Stahls .bei dessen       Kalt-Fertigbearbeitung,    z. B. nach     :einem    Zieh- oder       Strangpressverfahren,    in überraschendem     Ausmass     verbessert werden können, wenn     man,    den Stahl,  während er zwecks     einer        Querschnittsverminderung     durch     eine    Matrize hindurchgeführt wird, auf     einer     Temperatur von 93 bis 649  C, vorzugsweise     zwischen     232 und 482  C, hält.

   Je nach der Temperatur, die  der Stahl bei der     Querschnittsverminderung    aufweist,    können     verschiedene        physikalische    und     mechanische     Eigenschaften des Stahls, im Vergleich mit     denjeni-          gen    gleicher Stähle, die bei     Zimmertemperatur    statt  bei erhöhter Temperatur der gleichen     Querschnitts-          verminderung        unterworfen    wurden, verändert und     in     vielen Fällen     verbessert    werden.

   So ist es gelungen,  durch     Regelung    der Temperatur des     Stahls    bei der       Querschnittsverminderung,    der chemischen Zusam  mensetzung des Stahls und des Betrages der Quer  schnittsverminderung     neue    und bessere Stahlprodukte  mit neuen und besseren physikalischen und mecha  nischen     Eigenschaften    und verschiedenen Kombina  tionen solcher     Eigenschaften    herzustellen.  



  Die durch die     Querschnittsverminderung        beim          Kaltferti@gbearbeiten    erzielbaren     Verbesserungen    der  physikalischen und mechanischen     Eigenschaften     waren .bisher auf     heissgewalzte    Stähle     beschränkt.    Es  wurde nun gefunden,

   dass der     Charakter    der Ver  änderungen in den     physikalischen    und     mechanischen          Eigenschaften    des .Stahls im     Hinblick    auf die Erzeu  gung von Stahlsorten mit neuen und besseren Eigen  schaften     wesentlich        beeinflusst    werden kann,     indem     der Stahl vor der     Querschnittsvermnderung    vorbe  handelt     wird,    um, z.

   B. durch eine     Hitzebehandlung,     eine Phasenänderung im Stahl hervorzurufen, wo  durch     bewirkt    wird, dass der Stahl bei der anschlie  ssenden     Querschnittsvermi@nderung    anders reagiert  und dementsprechend ein anderes Resultat erzielt  wird.  



  Das     erfindungsgemässe    Verfahren ist dadurch ge  kennzeichnet,     d@ass    man den Stahl einer Wärmebe  handlung unterwirft, um     eine        Phasenänderung    herbei  zuführen, und dann den Stahl durch eine Form     hin     durchführt, um eine     Querschnittsverminderung    zu  bewirken, während sich der Stahl auf     einer    Tempe  ratur     im    Bereich von 93 bis 649  C befindet.  



       Zwecks        Verminderung    des     Querschnittes        wird    der      Stahl durch eine Form, z. B. durch eine     Ziehmatrize,          Pressmatrize    oder das Kaliber eines     Walzwerks,    hin  durchgeführt, während der Stahl eine Temperatur  von 93     bis    649  C und vorzugsweise im Bereich von  232 bis 649  C aufweist.

   Viele der beschriebenen       Verbesserungen    können beispielsweise dadurch erzielt  werden,     dass    der Stahl     einer        Zwischenstufenvergü-          tun:g    unterworfen und     dann        durch    das     Kaliber    eines       Walzwerkes    hindurchgeführt wird, um     eine        Quer-          schnittsverminderung    zu bewirken, während der Stahl  sich auf einer Temperatur von 93     bis    649  C be  findet.  



  Zu den     physikalischen    und     mechanischen    Eigen  schaften, die     mit    der vorliegenden     Erfindung    beein  flusst werden     können,    gehören die Festigkeitseigen  schaften des Stahls, z. B. die Zugfestigkeit, die  Schlagfestigkeit,     die    Streckgrenze, die Biegefestigkeit       u@sw.,    sowie     andere    Eigenschaften, wie z. B. die Elasti  zität, die Dehnbarkeit, die Härte, die Oberflächen  rauheit, die     Zerspanbarkeit,    die     Proportionalitäts-          grenze    usw.  



  Die beschriebenen     Charakteristiken    lassen sich  bei jenen     heissgewalzten    Stählen entwickeln, die im  allgemeinen     kalt    fertigbearbeitet werden, z. B. durch  Zieh- oder     Strangpressprozesse.    Diese Stähle kenn  zeichnen sich durch die     Eigenschaft,    dass sie     unter     dem Einfluss einer plastischen     Deformation    bei Tem  peraturen unterhalb des     Umkristallisationsbereiches     oder durch Ausscheidung oder     eine        andere    Art der       Umlagerung        härtbar    sind,

   wenn sie     bes    einer erhöhten  Temperatur im Bereich von 93 bis 649  C umgeformt  werden.     Typische    Vertreter dieser Klasse von     heiss-          gewalzten    Stahlsorten sind die     nichtaustenitischen     Stähle, die eine     perlitische    Struktur in einer Grund  masse von     Ferrit    aufweisen. Für die     Durchführung     des vorliegenden Verfahrens können Stähle     mit    Koh  lenstoffgehalten,     die    sich über     einen    ziemlich weiten  Bereich erstrecken, verwendet werden.

   Die besten  Resultate werden jedoch mit Stählen erzielt, deren       Kohlenstoffgehalt        grösser        als        0,040%        ist.     



  Gemäss einer     Ausführungsform    der vorliegenden  Erfindung werden     heissgewalzte        Stähle    behandelt,  indem man den heissgewalzten Stahl     zwecks        Phasen-          änderung    einer     Zwischenstufenvergütung    .unterwirft  und anschliessend durch eine     Form.        hindurchführt,     um .eine     Querschnittsverminderung    zu     bewirken,

      wäh  rend der     Stahl    eine Temperatur von 93     bis    649  C  und     vorzugsweise        von    232 bis 649  C aufweist. Durch  diese Kombination von Operationen, bei welcher vor  der     Querschnittsverminderung    eine     Zwischenstufen-          vergütung    durchgeführt wird,     werden    Stähle erhalten,  die sich gegenüber     ähnlichen        Stählen,    die einer gleich  wertigen     Qu.erschnittsverminderung,    jedoch keiner       Zwischenstufenvergütung    unterworfen wurden, und  gegenüber Stählen,

   die einer gleichwertigen     Qu.er-          schnittsverminderung    durch Kaltziehen und     anschlie-          ssende        Zwischenstufenvergütung    unterworfen wurden,  durch verbesserte Festigkeitseigenschaften und er  höhte Härte auszeichnen.  



       Eine    Behandlung der Stähle nach der Quer-         schnittsverminderung,    z. B. das langsame Abkühlen  an der Luft     oder    das Abschrecken zwecks rascher  Abkühlung des Stahls, hat nur einen geringfügigen  Einfluss auf die im Stahl entwickelten Charakte  ristiken und Eigenschaften. Bei rascher Abkühlung  kann einzig der Fall eintreten, dass Stähle entstehen,  die     vorwiegend    Druckspannungen aufweisen und  durch negative Verzugsfaktoren gekennzeichnet sind,  insbesondere wenn der Stahl bei der Querschnitts  vermind-erung eine Temperatur oberhalb 371  C auf  weist.  



  Der Ausdruck      Zwischenstufenvergütung     be  zeichnet ein spezielles     Wärmebehandlungsverfahren,     bei welchem der auf eine zwischen 816 und     8710C     liegende Temperatur     erhitzte    Stahl in einem Medium  abgeschreckt wird, das ein genügendes     Wärmeablei-          tungsvermögen    besitzt, um die Bildung von Umwand  lungsprodukten bei hoher Temperatur zu verhindern  und den Stahl auf einer Temperatur zu halten, die  unterhalb des Punktes, bei welchem     Pe@rl.itbildung     eintritt, und oberhalb des Punktes, bei welchem       Martensitbildung        (M,)    eintritt,     liegt,

      bis die Um  wandlung beendet ist.  



  Im folgenden wird die Ausübung der vorliegen  den     Erfindung    unter Verwendung von     4140-Stahl     beispielsweise beschrieben. Dieser Stahl, der als typi  scher Vertreter der Stähle angesehen werden kann,  deren Eigenschaften sich durch das erfindungs  gemässe     Verfahren    verbessern lassen, enthält ausser  Eisen die nachstehend angeführten Hauptbestandteile:

    
EMI0002.0102     
  
    Kohlenstoff <SEP> 0,43
<tb>  Mangan <SEP> 0,88
<tb>  Phosphor <SEP> 0,018
<tb>  Schwefel <SEP> 0,020
<tb>  Silicium <SEP> 0,26
<tb>  Chrom <SEP> 0,86
<tb>  Molybdän <SEP> 0,18       Heissgewalzte Stahlstäbe werden unmittelbar nach  dem Walzen durch Beizen in Schwefelsäure     entzun-          dert    und anschliessend gekalkt, um das Rosten zu  verhindern. Die     entzunde.rten    und gekalkten Stäbe  werden dann in einem zweckentsprechenden Wärme  behandlungsofen bei einer Temperatur von 843  C  während etwa 45 Minuten :erhitzt.

   Der     austeniti-          sierte    Stahl wird dann in einem     Salzbad    abge  schreckt, das auf einer Temperatur von 338  C gehal  ten wird, die etwas über dem Bereich der     Martensit-          bildung    liegt, und das ein solches     Wärmeableitungs-          ve.rmögen        besitzt,    dass keine Umwandlung     in        Perlit     stattfindet.

   Der Stahl wird so lange im Bad gehalten,  bis die Temperatur gleichmässig in der ganzen Aus  dehnung des Stahls auf etwa 338 C gesunken ist  (etwa 16 Minuten), worauf der Stahl durch Ab  schrecken oder durch Luftkühlung auf     Zimmertem-          peratur    abgekühlt wird.  



  Der durch     Zwischenstufenvergütung    behandelte  Stahl wird nun wieder erhitzt und zwecks     Quer-          schnittsverminderu,ng    durch eine Form hindu:rchge-      führt, während die Temperatur des     Stahls    auf 93 bis  649', C gehalten     wird.    Nachdem die     Stahloberflächen     mit einem Ziehmittel versehen worden sind,     wird    der  Stahl durch eine Ziehmatrize     hindurchgeführt,    um  die     Querschnittsverminderung    zu bewirken.

   Die durch  die oben beschriebene     Stahlbehandlung    erzielten  Eigenschaften sind in der Tabelle I     zu.sammengefasst.     In dieser Tabelle     ist    der in der oben     beschriebenen     Weise behandelte Stahl mit     heissgewalztem    Stahl, fer-         ner    mit dem gleichen, jedoch kalt     umgeformten    Stahl  bei     gleicher        Querschnittsverminderung    und schliess  lich mit .einem     heissgewalzten,

      bei erhöhter Tempe  ratur     gestreckten    Stahl     verglichen.    Der Härte ist als       Diamantpyramidenzahl    (eine auf dem Verhältnis     von          angewendeter    Belastung zu     Einschnittfläche        bDru-          hende        Härteskala,    ähnlich dem     Brinellversuch)    ange  geben.

      <I>Tabelle 1</I>       4140-S.tahl;    bei 843 C einer     Zwischenstufenvergütung    unterworfen und ab 338  C abgeschreckt;  bei 93 bis 649 C gezogen mit 19,9      /oige,r        Querschnittsverminderung     und     nach    dem Ziehen     luftgekühlt     
EMI0003.0033     
  
    Querschnitts  Ziehtemperatur <SEP> Zugkraft <SEP> Zug- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> verbenderung <SEP> an <SEP> der <SEP> Ha <SEP> am
<tb>    <SEP> C <SEP> kg <SEP> festigkeit <SEP> grenze <SEP> % <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> Ober- <SEP> Mittel- <SEP> in <SEP> der
<tb>  kg/cm= <SEP> kg/cm= <SEP> Mitte
<tb>  Prüfung <SEP> fläche <SEP> radius
<tb>   l 
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> - <SEP> 9843 <SEP> 7435 <SEP> 15,0 <SEP> 42,

  8 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 301
<tb>  a) <SEP> Kaltgezogen <SEP> <B>8305</B> <SEP> 11249 <SEP> <B>10757</B> <SEP> 9,0 <SEP> 48,9 <SEP> 324 <SEP> 330 <SEP> 324
<tb>  a) <SEP> Heissgezogen <SEP> * <SEP> <B>6877,5 <SEP> 13710</B> <SEP> 13446 <SEP> 10,0 <SEP> 36,7 <SEP> 389 <SEP> 402 <SEP> 402
<tb>  a) <SEP> Im <SEP> abgeschreckten
<tb>  Zustand** <SEP> - <SEP> 20530 <SEP> 17296 <SEP> 12,9 <SEP> 44,1 <SEP> 600 <SEP> 429 <SEP> 468
<tb>  a) <SEP> Zwischenstufenvergütung
<tb>  mit <SEP> Abschreckung <SEP> ab
<tb>  338  <SEP> C <SEP> - <SEP> <B>12515 <SEP> 9579</B> <SEP> 13,6 <SEP> 57,4 <SEP> 378 <SEP> 307 <SEP> 307
<tb>  366 <SEP> 12418 <SEP> 15257 <SEP> 15257 <SEP> 9,3 <SEP> 45,7 <SEP> 425 <SEP> 462 <SEP> 479
<tb>  432 <SEP> 9347 <SEP> 12937 <SEP> 12673 <SEP> 15,0 <SEP> 52,6 <SEP> 391 <SEP> 333 <SEP> 328
<tb>  538 <SEP> <B>5090 <SEP> 9913 <SEP> 8437</B> <SEP> 21,4 <SEP> 58,

  5 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 302
<tb>  Werte <SEP> beim <SEP> Scheitelpunkt <SEP> der <SEP> Heissstreck-Kurve.
<tb>  3s <SEP>  '  <SEP> \ <SEP> In <SEP> üblicher <SEP> Weise <SEP> in <SEP> öl <SEP> von <SEP> Zimmertemperatur <SEP> abgeschreckt.
<tb>  a) <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässe <SEP> Vergleichsversuche.

         Weitere neuartige Stahlprodukte mit neuen und  verschiedenen Kombinationen von     Eigenschaften    und  Charakteristiken können hergestellt werden, indem  man den auf     Austenitisierungstemperatur        gebrachten     Stahl nicht langsam, sondern rasch abkühlt, beispiels  weise durch Abschrecken in einem Öl oder     in    Wasser,  um im Stahl eine Phasenänderung hervorzurufen,  und anschliessend den abgeschreckten Stahl ohne An  lassen der     Querschnittsverminderung        unterwirft,    in  dem man den Stahl durch eine Form     hindurchführt,     während der Stahl sich auf einer Temperatur von  93 bis 649  C befindet.  



  Den gleichen Verbesserungen der     physikalischen     und mechanischen Eigenschaften, die durch das vor  liegende Verfahren     erzielt    werden     können,    sind auch  jene Stähle zugänglich, in welchen die oben genannte       Phasenänderung    durch     Austenitisierung    und Ab  schreckung auf Zimmertemperatur hervorgerufen  worden ist, mit dem Unterschied,

   dass ein     breiterer       Bereich von Eigenschaften     beeinflusst    werden kann  und die     Eigenschaften    von Charge zu Charge     gleich-          mässiger    reproduziert werden können als bei     heiss-          gewalzten    Stählen. Es werden wesentliche und     signifi-          kante    Verbesserungen der Elastizität und der Schlag  festigkeit der Stähle bei vergleichbaren Festigkeits  werten erzielt.  



  Beim     Austenitisieren    und     Abschrecken        erfährt     die     Struktur    des Stahls eine     Veränderung,    die durch  das Auftreten von     Bainit    oder     Martensit    oder     beiden          zusammen    gekennzeichnet ist.     Der        austenitisierte    und       abgeschreckte    Stahl ist bei     Zimmertemperatur    ver  hältnismässig schwer ziehbar.

       Hingegen    kann er der       Querschnittsvermindar-ung    unterworfen werden, wenn  der Stahl während der     Querschnifitsverminderung     eine     Temperatur    von 93 bis 649  C,     vorzugsweise     eine Temperatur von 93 bis 482  C, aufweist.  



  Die Behandlung der     Stähle    nach der     Querschnitts-          verminderung,    z. B. das     langsame    Abkühlen     an,    der      Luft oder das Abschrecken zwecks     rascher   <B>Abküh-</B>  lung des Stahls, hat nur einen geringfügigen     Einfluss     auf die im Stahlentwickelten     Charakteristiken        und          Eigenschaften,    mit der     Ausnahme,    dass bei rascher       Abkühlung    die Tendenz zur Bildung von Stählen be  steht,

   die niedrigere Spannungswerte und     vorwiegend          Druckspannungen    aufweisen und durch Druckverzug  gekennzeichnet sind.  



       Zur    Erläuterung des oben dargelegten     Verfahrens     wird     im    folgenden die Behandlung eines     1018-Stahls     beispielsweise beschrieben, der als     typischer    Vertre  ter der verwendbaren     Stahlsorten    angesehen werden  kann.

   Dieser Stahl enthält ausser Eisen als Haupt  komponenten die nachstehend angeführten Elemente:  
EMI0004.0016     
  
    Kohlenstoff <SEP> 0,18
<tb>  Mangan <SEP> 0,88
<tb>  Phosphor <SEP> 0,015
<tb>  Schwefel <SEP> 0,037
<tb>  Silicium <SEP> 0,06            Arbeitsweise          Heissgewalzte        Stahlstäbe    werden     unmittelbar    nach  dem Walzen durch Beizen in Schwefelsäure     entzun-          dert    und dann gekalkt, um das Rosten zu verhindern.

    Die     heissgewalzten,    gebeizten und     gekalkten    Stahl  stäbe werden dann in einem     zweckentsprechenden          Wärmebehandlungsofen    auf die     Austvnitisierungstem-          peratur    von 871 C erhitzt. Die     Stahlstäbe    werden  zwecks rascher Abkühlung von der     Austenitisierungs          tempe.ratur    auf     Zimmertemperatur    durch Eintauchen  in     einem    Ölbad abgeschreckt.

   Für die rasche Ab  kühlung des     austenitisierte.n    Stahls auf     Zimmertempe-          ratur    können auch andere, an sich bekannte Mittel  eingesetzt werden.  



  Zu Vergleichszwecken werden einige der     austeniti-          sierten    und abgeschreckten     Stahlstäbe    bei Zimmer  temperatur gezogen, während die restlichen Stahlstäbe  zur     Querschnittsverminderung    wieder erhitzt und  durch eine     Matrize        hindurchgeführt    werden. Zu die  sem Zweck kann man die     austentisierten    und abge  schreckten Stahlstäbe in einem gasgefeuerten Ofen  oder in einem .anderen     üblicherweise    in der Metallur  gie     verwendeten        Wärmeofen    aufheizen.

   Zur     Erzielung     der     gewünschten        Querschnittsverminderungwurden     die     Stahlstäbe    bei den     in    Tabelle 11 angegebenen Tem  peraturen durch     Ziehmatrizen    hindurchgeführt. Die       Stahlstäbe    wurden vor dem Ziehen mit einem zweck  entsprechenden Schmiermittel     geschmiert.    Zur Gewin  nung von Vergleichswerten     wurden    die     Ziehbedin-          gungen,    die     Temperatur    beim Ziehen und der Betrag  der     Querschnittsverminderung    möglichst gleich ge  halten.

    



  Die zwecks Erläuterung der erzielten Resultate in  dieser Beschreibung verwendeten Ausdrücke besitzen    die in der Metallkunde übliche Bedeutung, mit Aus  nahme     des    Ausdruckes  Verzugsfaktor . Der Ver  zugsfaktor steht mit der     remanenten    Spannung in  direkter Beziehung. Der Verzugsfaktor zeigt die Kon  zentration und die Art der     im    Stahl     vorhandenen          Längsspannungen    an.

   Die     remanente        Spannung    wird  durch einen     Verzugsprüfversuch    bestimmt,     bei    wel  chem     ein        Prüfling    verwendet     wird,    dessen     Länge    das  5fache des Durchmessers plus 5,1 cm beträgt. Die  Prüflinge werden längs eines     Durchmessers    auf einer  Länge, die das     5fache    des Durchmessers beträgt,       geschlitzt.    Man misst die Länge des Schlitzes     und    den  grössten Durchmesser senkrecht zum Schlitz.

   Die  Differenz zwischen dem Durchmesser vor dem  Schlitzen und dem Durchmesser nach dem     Schlitzen     stellt .das Mass der durch     remanente    Spannungen ver  ursachten     Aufweitung    dar. Die     Aufweitung    wird als  positiv bezeichnet und zeigt an, dass im Stahl vor  wiegend Zugspannungen vorhanden sind, wenn der  Stab sich beim Schlitzen ausdehnt.

   Die     Aufweitung     wird     als    negativ bezeichnet und     zeigt        an,    dass im Stahl  vorwiegend Druckspannungen vorhanden sind, wenn  der     Schlitz    sich an seinem äusseren Ende     verengt.     Die Verzugsfaktoren werden nach der folgenden  Gleichung berechnet:

    
EMI0004.0087     
    wobei       D.    - ursprünglicher Durchmesser     des    Stabes vor  dem Schneiden des Schlitzes,  DA -     Differenz        zwischen    dem     Durchmesser    vor und  dem Durchmesser nach dem Schneiden des  Schlitzes     (Aufweitung),          L,    =     Länge    des     Schlitzes    ist.  



  Die      Proportionalitätsgrenze     fällt mit jenem  Punkt in der Kurve der Funktion zwischen der       deformierenden    Kraft und der inneren     Spannung    zu  sammen, welchem die grösste deformierende Kraft  entspricht, die das Material aushalten kann, ohne vom  Gesetz der Proportionalität     zwischen    deformierender  Kraft und innerer Spannung     (Hookesches    Gesetz)  abzuweichen.  



  Die in der Tabelle     Il    in     m'/kg    angegebene     Kerb-          schlagbiegefestigkeit    nach     Izod    ist das arithmetische  Mittel der Prüfresultate, die mit 3 in gleichen Ab  ständen auf einem Rundstab von 1,14 cm Durch  messer und 11,4 cm Länge angeordneten Kerben von  45  und 0,33 cm Tiefe bei 21  C erzielt     wurden.     



  Die durch die     Diamantpyramidenzahl        (DPZ)    an  gegebene Härte wurde mit einer     Griesschen        Reflex-          Prüfmaschine        unter    Verwendung eines     136-Pyramiden-          diamantes    bei einer Belastung von 50 kg gemessen.

        <I>Tabelle Il</I>       C-1018-Stahl;    bei 871  C     austenitisiert    und     auf    Zimmertemperatur abgeschreckt;       beim        Ziehen        um        17,2        %        reduziert;

          nach        dem        Ziehen        luftgekühlt     
EMI0005.0014     
  
    Querschnitts- <SEP> Kerbschlag  Zug- <SEP> Streck- <SEP> verminderung <SEP> biegefestigkeit <SEP> Härte
<tb>  Ziehtemperatur <SEP> Dehnung <SEP> bei <SEP> der <SEP> Verzugs- <SEP> am
<tb>  fkgigkeit <SEP> grenze <SEP> a@ <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> faktor <SEP> nach <SEP> Izod <SEP> Mittel  kg/cm@ <SEP> kg/cm= <SEP>   <SEP> prü <SEP> ung <SEP> 2m <SEP> kg <SEP> radius
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> 4807 <SEP> 3296 <SEP> 36,0 <SEP> 67,9 <SEP> +0,021 <SEP> 12,03 <SEP> 151
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> im
<tb>  abgeschreckten
<tb>  Zustand <SEP> 11530 <SEP> <B>7699</B> <SEP> 11,5 <SEP> 22,6 <SEP> -0,400 <SEP> 2,35 <SEP> 371
<tb>  146 <SEP> <B>15819 <SEP> 13921</B> <SEP> 1,

  4 <SEP> 2,0 <SEP> -0,322 <SEP> 0,41 <SEP> 488
<tb>  193 <SEP> 13288 <SEP> 12866 <SEP> 1,4 <SEP> 1,0 <SEP> +0,012 <SEP> 0,41 <SEP> 458
<tb>  243 <SEP> 11003 <SEP> <B>10898</B> <SEP> 9,5 <SEP> 15,0 <SEP> -0,034 <SEP> 0,69 <SEP> 343
<tb>  354 <SEP> 11495 <SEP> 11425 <SEP> 11,5 <SEP> 25,5 <SEP> -0,052 <SEP> 1,<B><I>1</I></B>5 <SEP> 336
<tb>  382 <SEP> <B>9386 <SEP> 9386</B> <SEP> 14,5 <SEP> 53,7 <SEP> -0,012 <SEP> 3,59 <SEP> 296
<tb>  432 <SEP> <B>8085 <SEP> 7628</B> <SEP> 21,0 <SEP> 66,6 <SEP> -0,023 <SEP> 9,64258
<tb>  499 <SEP> 6714 <SEP> <B>5906</B> <SEP> 24,5 <SEP> 67,9 <SEP> -0,017 <SEP> 10,65'\^\ <SEP> 213
<tb>  554 <SEP> <B>6609 <SEP> 5554</B> <SEP> 28,0 <SEP> 72,0 <SEP> -0,029 <SEP> 15,62 <SEP>  t    <SEP> 226
<tb>  a)

   <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässer <SEP> Vergleichsversuch.
<tb>  ^\ <SEP> Nicht <SEP> gezogen.
<tb>  '* <SEP> Mittelwerte <SEP> für <SEP> faserigen <SEP> Bruch <SEP> - <SEP> nicht <SEP> für <SEP> glatten <SEP> Bruch.       In vielen Fällen könnten die     aus@tenitisierten    und  abgeschreckten     Stähle    bei Zimmertemperatur nicht  gezogen werden, um eine     Querschnittsverminderung     herbeizuführen, während die Stähle bei     weiterer    Be  handlung nach der vorliegenden Erfindung reduziert  werden konnten.

   Die     auste,nitisierten,    gezogenen und  durch     Abschrecken    gehärteten Stähle wiesen gegen  über den gleichen Stählen, die zwecks Erzielung der  gleichen     Querschnittsverminderun.g    bei Zimmertem  peratur gezogen wurden, erhöhte Festigkeit auf.

   Das  Maximum an Verbesserungen     hinsichtlich    der Zug  festigkeit und anderer Festigkeitseigenschaften wird  im Bereich zwischen 93 und 482 C,     insbesondere     zwischen 204 und 454  C, erzielt.     Ähnliche    Verbesse  rungen werden hinsichtlich der Streckgrenze, der  Härte und der     Duktilität,    die durch die Dehnung  und die     Querschnittsverminderung    in     Prozent        ge-          messen    wird, erzielt. Diese Verbesserungen werden  unabhängig davon erzielt, ob die Stähle nach der       Querschnittsverminderung    luftgekühlt oder abge  schreckt werden.

   Die Eigenschaften     der        austenitisier-          ten    und durch Abschrecken gehärteten Stähle, die       Querschnittsverminderung        unterworfen    wurden,     unter-          scheid--n    sich von denjenigen     Eigenschaften,    die durch  blosses Heissstrecken von     heissgewalzten        Stählen    ent  wickelt werden können. Es werden überdies Ver  besserungen hinsichtlich der     Zerspanbarkeit    erzielt.  



  Es wurde ferner gefunden, dass .noch     andere    neue  Eigenschaften entwickelt werden können, indem man  den auf die     Austenitisierungstemperatur        erhitzten    Stahl  auf eine Temperatur des Bereiches,     in    welchem die       Querschnittsverminderung    erfolgen soll, also auf eine    Temperatur von 93 bis 649  C, abkühlt, z. B. durch  Abschrecken.

   Dadurch, dass der Stahl von der     Auste-          nitisierungstemperatur    auf die für     die    Querschnitts  verminderung anzuwendende     Temperatur    abge  schreckt wird, wird es möglich, die Wärmebehand  lung und die     Querschnittsverminderung    in einer     be-          vorzugte,n    kontinuierlichen Operation durchzuführen,  um einen neuen und verbesserten     ,Stahl    zu erzeugen.  



  Durch dieses Verfahren hat man es     in.    der Hand,  sich die     Kaltfestigungs-    und     Ausscheidungshärtungs-          effekte,    die in Stählen der oben beschriebenen     Art     auftreten, zunutze zu .machen. Zu diesen Phänomenen  kommt ein weiterer neuer     Effekt        hinzu,    der darauf  beruht, dass der Stahl     grundsätzlichen        Veränderungen     unterworfen ist, die durch geeignete Wahl der Tem  peratur, des Betrages der     Querschnittsverminäerung     und der Zusammensetzung des Stahls     beeinflusst     werden können.

   Die dabei     erzielbaren    Variationen  reichen vom     normalen        perlitisch-ferritischen        Gefüge     überextrem feines     Perlit    und     Barmt        .bis    zu     Martensit     und     umfassen    auch     Kombinationen        dieser        Strukturen.     Die     obern.    beschriebene Methode des     Austenitisierens     und     A.bschreckens    bei verschiedenen     Zeit-Tempe-          

  ratur-Intervallen    und der     unmittelbar    anschliessenden       Querschnittsverminderung        stellt    ein     kontinuierliches     und rasch     durchführbares        Wärmebehandlungs-    und       Reduzierverfahren    dar, mittels welchem Stähle ent  wickelt werden, die gegenüber den in üblicher     Weise          kaltgezogenen    oder heissgezogenen     Stählen        verbesserte          Festigkeitseigenschaften    aufweisen.

   Mit diesem Ver  fahren werden im Vergleich     mit    dem blossen Heiss  strecken     eine    höhere Elastizität und höhere Schlag-           festigkeiten    bei vergleichbarem Festigkeitsniveau er  zielt. Der Vorteil des     Abschrecke:ns    gegenüber der       Luftkühlung    nach dem Ziehen liegt offenbar     darin,     dass an der Oberfläche des Stahls, insbesondere bei  den höheren Temperaturen des für die     Qu.erschnitts-          verminderung    in Frage kommenden Bereiches, Druck  kräfte erzeugt     werden.     



  Unter dem Ausdruck  Abschrecken  ist in die  sem Zusammenhang ein     teilweises    Abschrecken zu  verstehen, bei welchem der     Stahl    von der     Austeni          tisierungstemperatur    rasch auf     eine    über der Zimmer  temperatur, jedoch unter 649  C     liegende        Temperatur     abgekühlt wird.

   Bei der     praktischen        Durchführung     der Erfindung     wird    der Stahl nach einer     Au:steniti-          sierung    abgeschreckt,     indem    die Zeit und die Tempe  ratur     derart        aufeinander        abgestimmt    werden, dass eine  rasche Wärmeableitung     stattfindet,    bis der Stahl jene  Temperatur aufweist, bei welcher er durch die Form       hindurchgeführt        wird,    um die gewünschte Quer  schnittsverminderung herbeizuführen,

   während sich  der     Stahl    auf einer Temperatur von 93 bis 649  C       befindet.    Das Verhältnis der Zeit zur Temperatur  beim Abschrecken auf verschiedene Temperaturen  ist bedingt durch die Temperatur des Stahls, die  Masse des Stahls, die     Abschrecktemperatur    und die  Zeit, während welcher der Stahl dem     Wärmeentzug          unterworfen        wird.    Wenn die     Austenitis.ierrrngstempe-          ratur,    die Masse und die Temperatur,

   bei welcher  der Stahl zwecks     Erzielung    bestimmter Charakte  ristiken der     Querschnittsverminderung        unterworfen     werden soll, bestimmt sind, so wird man feststellen,  dass die Zeit der Temperatur umgekehrt proportional  ist, insofern als zur Ableitung einer bestimmten  Wärmemenge aus dem Stahl bei tieferen Abschreck-         temperaturen    eine kürzere Zeit erforderlich ist als  bei höheren     Abschrecktemperaturen.    Wenn z.

   B. ein       austenitisierter    Stahl für die     Querschnittsverminde-          rung    auf eine Temperatur von etwa 277  C abge  schreckt werden soll, so kann man den Stahl während  etwa 60 Sekunden in einem auf 204  C gehaltenen  Salzbad oder während 180 Sekunden in einem auf  260  C gehaltenen Salzbad abschrecken.  



  Zur Erläuterung der obigen     Darlegungen    wird     im     folgenden die Behandlung von     1018-Stahl    beispiels  weise beschrieben.  



  <I>Arbeitsweise</I>  Heissgewalzte Stahlstäbe wurden durch Beizen  in Schwefelsäure     entzundert    und gekalkt, um die  Rostbildung zu verhindern.  



  Die heissgewalzten,     gebeizten    und gekalkten  Stahlstäbe wurden dann in einem zweckentsprechen  den     Wärmebehandlungsofen    auf eine     Austenitisie-          rungstemperatur    von 871 C erhitzt.  



  Nach der     Austenitisierun:g    bei der zweckentspre  chenden Temperatur wurden die Stahlstäbe bei ver  schiedenen Temperaturen in Salzbädern abge  schreckt, wobei die     Abschreckzeit    je nach der Ab  schrecktemperatur und der     abzuleitenden    Wärme  menge zwischen 60 und 180 Sekunden schwankte.  Es sei bemerkt, dass man andere     Absch.recktempera-          turen    verwenden und die     Abschreckzeit    je nach der  Masse des Stahls variieren kann. Es ist jedoch im  allgemeinen unzweckmässig, die     Abschreckzeit    über  5 Minuten zu erhöhen oder unter 60 Sekunden zu  reduzieren.

   Die erzielten Resultate sind in der Ta  belle 111     zusammengefasst.       
EMI0007.0001     
      Die in     dem    obigen Tabelle angeführten Daten zeigen  den Einfluss der Ziehtemperatur und des Betrages  der     Querschnittsverminderung    auf die Kalthärtung,  die     Alterung,    die     remanenten    Spannungen, die Zug  festigkeit,     Kerbschlagbieggefestigkeit    und die erforder  liche Zugbelastung bei einem Material, das kalt oder  bei erhöhter Temperatur gezogen worden war und,  nachdem der Stahl     austenitisivrt    und auf verschiedene  Temperaturen abgeschreckt worden war, bei verschie  denen erhöhten Temperaturen gezogen wurde.

   Aus  der Tabelle ist ersichtlich, dass die Werte     für    be  stimmte Eigenschaften, wie z. B. die Festigkeitseigen  schaften, die Härte und die Elastizität, :gemessen  durch die Dehnung und die     Querschnittsverminde-          rung,    bei den gemäss der vorliegenden     Erfindung    be  handelten Stählen im allgemeinen höher liegen. Fer  ner sieht man, dass die Werte, insbesondere die Festig  keitswerte, bei     Steigerung    der Ziehtemperatur bis zu  einem Scheitelwert, der zwischen 93 und     482     C  fallen kann, zunehmen. Weitere Eigenschaften, z. B.

    die Zugbelastung und der Verzug,     erfahren    bei stei  gender Ziehtemperatur eine     Verbesserung.    Die oben  beschriebenen Verhältnisse werden sowohl bei einem  Material, das nach dem Ziehen auf Raumtemperatur  abgeschreckt wurde, als auch bei einem Material, das  luftgekühlt     wurde,    beobachtet.  



       Gemäss    einer weiteren Variante der vorliegenden  Erfindung können die physikalischen und mecha  nischen Eigenschaften verbessert und Stähle mit neuen  und verschiedenen     Eigenschaften    erhalten werden,  wenn man bei der Wärmebehandlung den Stahl nach  dem     Austenitisieren    und Abschrecken und vor der       Querschnittsverminderung        anlässt.     



  Die Kombination der     Operationen    des     Austeniti-          sierens,    des raschen     Abkühlens    des     Stahls    von der       Austenitisierungstemperatur    auf     Zimmertemperatur,     z.

   B. durch Abschrecken in Öl oder Wasser, des An  lassen.s des     austenitisierten    Stahls und des     Reduzie-          rens    des     austenitisi;        rten    und     angelassenen        Stahls    bei  einer     Temperatur    von 93 bis 649 C und vorzugsweise       zwischen    232 und     4541>C        stellt    ein einfaches und  leistungsfähiges Verfahren dar, das sich zur     Kalt     Fertigbearbeitung von Stahl eignet, um einen breiten  Bereich von physikalischen und mechanischen Eigen  schaften zu     erzielen,

      die bisher in Stählen entspre  chender     chemischer        Zusammensetzung    nicht ange  troffen wurden. Zu den     wesentlichsten    Verbesserun  gen, die durch Behandlung der Stähle in der oben  beschriebenen Weise erzielt     wenden        können,    gehören  die höhere Elastizität und die höhere Schlagfestigkeit  der Stähle bei     gleichwertigem    Festigkeitsniveau.  



  Dem Ausdruck      Austenitisieren     kommt die  übliche, bereits oben definierte Bedeutung zu. Der       austenitisierte    Stahl kann dann angelassen werden,  indem er auf eine Temperatur erhitzt wird, die unter  halb 649  C und vorzugsweise zwischen 93 und 649  C  liegt.

   Die     Anlassoperation    wird     vorzugsweise    so durch  geführt, dass man den     austenitisierten    und abge  schreckten Stahl auf eine Temperatur des Bereiches    von 204 bis 482  C     erhitzt.    Der angelassene Stahl  kann auf Zimmertemperatur     heruntergekühlt    und       anschliessend    wieder auf die Temperatur erhitzt wer  den, bei welcher die     Quierschnittsverminderung    erfol  gen soll. Der Stahl kann auch direkt von der     Anlass-          temperatur    auf die für die     Querschnittsverminderung     vorgesehene Temperatur abgekühlt werden.  



  Im folgenden wird jene     Ausführungsform    der  Erfindung, bei welcher der Stahl einer     Anlassoperation     unterworfen wird, erläutert. Es wird ferner gezeigt,  welchen Einfluss einerseits das Anlassen des Stahls  bei verschiedenen Temperaturen des     Bereiches    von  93 bis 593  C und anderseits die Ziehtemperatur auf  die im Stahl entwickelten     Eigenschaften    ausüben,  wenn die     austenitisierten,    abgeschreckten und ange  lassenen Stähle zwecks     Querschnittsverminderung     durch eine Form (Ziehmatrize) hindurchgeführt wer  den,     während    sich der     Stahl    auf einer Temperatur  des oben genannten Bereiches befindet.  



  <I>Arbeitsweise</I>  Rohe, noch nicht weiter     bearbeitete,    heissgewalzte  Stahlstäbe     (1018-Stahl)    wurden durch Beizen in  Schwefelsäure     entzundert    und gekalkt, um die Rost  bildung zu verhindern. Kalk     besitzt    dien Vorteil, die  Bildung eines     festhaftenden    Zunders in einer nor  malen Ofenatmosphäre bei erhöhten Temperaturen  zu verhindern.  



  Alle nach der vorliegenden Erfindung zu behan  delnden heissgewalzten, gebeizten und gekalkten Stahl  stäbe wurden in einem elektrischen     Hochleistungsofen     auf die     Austenitisierungstemperatur    (871 C) erhitzt.  Die Stähle können natürlich auch auf anderem Wege  erhitzt wenden, um sie auf die     Austenitisierungstem-          peratur    zu bringen. Zum Abschrecken wurden die  auf die     Austen.itisierungstemperatur    erhitzten Stahl  stäbe in ein Ölbad eingetaucht. Zum raschen Ab  kühlen des     austenitisierten    Stahls auf Zimmertempe  ratur können     natürlich    auch andere,     bekannte    Mittel  angewendet werden.  



  Zum Anlassen wurden die     au,ste.nitisierten    und  abgeschreckten Stähle in zweckentsprechenden       Wärmebehandlungsöfen    wieder erhitzt. Die Stähle  wurden auf eine     Anlasstemperatur    von 93 bis<B>593e C</B>  erhitzt.  



  Die     austenitisierten,    abgeschreckten und ange  lassenen Stahlstäbe können auch von der     Anlass-          tempe:ratur    auf jene Temperatur gekühlt werden,     bei     welcher der Stahl zwecks     Querschnittsverminderung     durch eine Form     hindu-nchgeführt    werden soll. Die  in der Tabelle IV angeführten Daten sind für jene  Ausführungsformen der     Erfindung    typisch, bei wel  chen der angelassene Stahl angenähert auf Zimmer  temperatur     heruntergekühlt    und dann, z.

   B. in einem  gasgefeuerten Ofen, von der Zimmertemperatur  wieder     auf    Temperaturen     erhitzt    wird, bei welchen  die Umformung     stattfinden    soll. Die Stahlstäbe wur  den vor dem Ziehen mit einem zweckentsprechenden  Ziehmittel geschmiert.

        <I>Tabelle IV</I>       C-1018-Stahl;        austenkisiert    durch Erhitzen auf 871 C; in Öl abgeschreckt;  gezogen zwecks     Querschnittsverminderung        von    17,2      /o;

      nach dem Ziehen luftgekühlt  
EMI0009.0006     
  
    Querschnitts  verminderung <SEP> Kerbschlag- <SEP> Härte <SEP> DPZ
<tb>  Ziehtemperatur <SEP> Zugfestigkeit <SEP> Streckgrenze <SEP> Dehnung <SEP> bei <SEP> der <SEP> Verzugs- <SEP> festigkeit <SEP> am
<tb>  C <SEP> kg/cm" <SEP> kg/cm= <SEP> % <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> faktor <SEP> 21,10 <SEP> C <SEP> Mittel  prüfung <SEP> <B>m <SEP> kg</B> <SEP> radius
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> * <SEP> <B>4807 <SEP> 3296</B> <SEP> 36,0 <SEP> 67,9 <SEP> +0,021 <SEP> 12,03 <SEP> 151
<tb>  a) <SEP> Im <SEP> abgeschreckten
<tb>  Zustand <SEP> * <SEP> 11530 <SEP> <B>7663</B> <SEP> 11,5 <SEP> 22,6 <SEP> -0,400 <SEP> 2,35 <SEP> 371
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt,
<tb>  abgeschreckt* <SEP> und
<tb>  angelassen <SEP> bei <SEP> 204  <SEP> C <SEP> <B>7716 <SEP> 5273</B> <SEP> 19,5 <SEP> 55,6 <SEP> -0,240 <SEP> 5,

  94 <SEP> 285
<tb>  110 <SEP> <B>9702 <SEP> 9667</B> <SEP> 9,5 <SEP> 42,8 <SEP> +0,040 <SEP> 1,20 <SEP> 343
<tb>  204 <SEP> <B>8648 <SEP> 8648</B> <SEP> 14,5 <SEP> 62,0 <SEP> -0,110 <SEP> (6,54)** <SEP> 296
<tb>  307 <SEP> <B>10370 <SEP> 10370</B> <SEP> 9,0 <SEP> 46,1 <SEP> +0,052 <SEP> 1,20 <SEP> 356
<tb>  482 <SEP> 6820 <SEP> 61<B>1</B>7 <SEP> 17,5 <SEP> 68,3 <SEP> +0,023 <SEP> (8,48)*@\ <SEP> 226
<tb>  Nicht <SEP> gezogen; <SEP> nicht <SEP> erfindungsgemäss.
<tb>  (**) <SEP> Mittelwert <SEP> für <SEP> faserigen <SEP> Bruch, <SEP> nicht <SEP> für <SEP> glatten <SEP> Bruch.
<tb>  a) <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässe <SEP> Vergleichsversuche.

         Aus der Tabelle IV geht eindeutig hervor, dass  die gemäss der vorliegenden Erfindung     behandelten     Stähle eine höhere Zugfestigkeit, Streckgrenze und  Härte aufweisen als entsprechend     austenitisierte,    ab  geschreckte und angelassene Stähle, die zwecks       Querschnittsverminderung    bei Zimmertemperatur ge  zogen wurden. Im allgemeinen werden diese Verbesse  rungen unabhängig davon erzielt, ob der gezogene  Stahl nach dem Ziehen luftgekühlt oder abgeschreckt  wird.

   Die bei .erhöhter Temperatur einer Querschnitts  verminderu,ng unterzogenen Stähle weisen gegenüber  den kaltgezogenen,     austenitisierten,    abgeschreckten  und angelassenen Stählen sowohl nach dem Luft  kühlen als auch nach dem Abschrecken eine bessere       Duktilität    auf, wie aus den Werten der Dehnung und  der     Querschnittsverminderung    ersichtlich ist. Die       remanente    Spannung, gemessen als     Verzugsfaktes,        ist     ebenfalls     vermindert,    am meisten jedoch in hoch  angelassenen, abgeschreckten Stählen, wie z.

   B.     i:m          C-1018-Stahl.    Sowohl die     luftgekühlten    als auch die  abgeschreckten Stähle, die nach dem     Austenitisieren          angelassen    wurden, weisen höhere     Kerbschlagbie,ge-          festigkeiten    nach     Izod    auf.  



  Gemäss einer anderen Variante der     Kombination     von Wärmebehandlung und     Querschnittsverminde-          rung    gelangt man zu weiteren neuen     Stahlprodukten.     Diese Variante besteht darin, dass man     heissgewalzten     Stahl einer     Warmbadhärtung    unterwirft, um     eine          Phasenänderung        herbeizuführen    und den     warmbad-          gehärteten    Stahl zwecks     Querschnittsverminderung     durch eine Form     hindurchführt,

      während sich der  Stahl auf einer Temperatur von 93 bis 649 C und  vorzugsweise zwischen 232 und 649  C befindet.  Durch Kombination dieser Verfahrensstufen, das  heisst der     Warmbadhärtung    und der Querschnittsver-         minderung,    gelangt man zu     Stahlprodukten,        die    höhere       Festigkeiten    und eine grössere Härte     aufweisen    als  Stähle entsprechender chemischer     Zusammensetzung,     die bei     einerentsprechenden    erhöhten Temperatureiner  gleichen     Querschnittsverminderung,

      jedoch     vorgängig     keiner     Warmbadhärtung    unterworfen wurden, und  als Stähle, die     zwar    einer     Warmbadhärtung    unter  worfen, jedoch     kalt    gestreckt wurden.

   Die oben       beschriebene        Ausführungsvariante    kann noch     modi-          fiziert    werden, indem man den Stahl zuerst einer       Warmbadhärtung    und     anschliessend    einer     Anlassope-          ration        unterwirft.    Der Stahl kann     dann        bei    erhöhten  Temperaturen gezogen werden.  



  Mit de Ausdruck      Warmbadhärtung,>        wird        ein          Wärmebehandlungsverfahren    bezeichnet, bei welchem  der Stahl, zwecks     Phasenänderung    auf eine Tempe  ratur über 816  C oder auf eine     Austenitisierungs-          temgeratur        erhitzt    und dann in einem Medium     ab-          geschreckt        wird,    welches auf     einer    im oberen Teil  des     Temperaturbereiches    der     Martensitbildung        (Ms)

       oder etwas über diesem Bereich befindlichen Tempe  ratur gehalten     wird,    wobei der Stahl so lange im       ,genannten    Medium verbleibt, .bis     dex        Stahl        in    seiner  ganzen Ausdehnung eine praktisch gleichmässige     Tem-          peratur    aufweist. Man lässt     dann    den Stahl abkühlen  und den Temperaturbereich für die     Martensitbildung          durchlaufen.     



  Im folgenden wird die praktische Durchführung  der oben beschriebenen Verfahrensvariante bei Ver  wendung von     4140-Stahl        beispielsweise    beschrieben.  



  Heissgewalzte     Stahlstäbe        wurden    im     Rohzustand     durch Beizen in Schwefelsäure     entzundert    und zwecks  Verhinderung der Rostbildung     gekalkt.    Es sei ange  merkt, dass die Zubereitung des Stahls für das Ziehen  auch auf anderem Wege erfolgen kann.

   Die     gebeizten              und    gekalkten Stahlstäbe     wurden        dann    in einem       zweckentsprechenden        Wärmebehandlungsofen    wäh  rend etwa 45 Minuten bei     einer    Temperatur von  843 C     erhitzt.    Die Dauer des     Erhitzens    kann über  5 Minuten und bis zu 60 oder mehr Minuten ausge  dehnt werden. Der     austenitisierte    Stahl wurde dann  während 3 Minuten in einem auf einer Temperatur  von etwa 318  C gehaltenen Medium, z. B. in     einem     Salzbad, abgeschreckt.

   Diese     Badtemperatur    liegt       etwas    unter dem     M,    Punkt. Das     Zeit-Temperatur-          Verhältnis    kann auf Grund der auf diesem     Fachgebiet     zur Verfügung stehenden     Tabellen    und Daten ge  schätzt oder berechnet werden. In der Praxis ist es  üblich, zuerst Proben zu untersuchen, um festzu  stellen, wann die Umwandlung beendet ist, da die  einzelnen Stahlsorten sich hinsichtlich ihrer Kompo  nenten und anderer Faktoren unterscheiden.  



  Der     warmbadgehärtete    Stahl wird dann wieder  auf die Temperatur erhitzt, bei welcher die     Quer-          schnittsverminderung    stattfinden soll. Bevor der       warmbadgehärtete        Stahl    durch eine Form hindurch  geführt wird, versieht man die     Stahloberfläche    mit  einem zweckentsprechendem Schmiermittel für die  Umformung.

   Den in der Tabelle V     angeführten    Daten  liegen Versuche zugrunde, bei welchen Grundstäbe  von 1,75 cm Durchmesser aus     4140-Stahl        durch       Ziehen bei     erhöhter    Temperatur einer 19,9     11/o-igen          Querschn.ittsverminderung    unterworfen wurden.  



  Die Vorteile des     Abschreckens    gegenüber der  Luftkühlung nach dem Ziehen beruhen offenbar  hauptsächlich darauf, dass die     remanenten    Spannun  gen     vermindert    werden, insbesondere wenn beim  Heissziehen eine Temperatur im oberen Bereich, vor  zugsweise über 371 C, angewendet wird. Es ist in  folgedessen überflüssig, die Daten anzugeben, die dem       Warmbadhärten,    Umformen und Abschrecken des  gezogenen Stahls entsprechen. Es ist leicht einzu  sehen, dass durch das Abschrecken des Stahls in Öl  oder Wasser nach dem Heissziehen ausser der Ver  minderung der     remanenten    Spannungen auch eine  Verbesserung anderer ähnlicher Eigenschaften erzielt  werden kann.  



  In der Tabelle V     sind    die Werte verglichen, die  mit erfindungsgemäss behandelten Stählen, mit heiss  gewalztem Stahl im Rohzustand, mit heissgewalztem  Stahl, der durch Kaltziehen der gleichen Querschnitts  verminderung     unterworfen    wurde, und     heissgewalztem     Stahl, der     bei    erhöhter Temperatur heruntergezogen,  jedoch vor dem Ziehen keiner     Wärmeb,handlung     durch     Warmbadhärtung    unterzogen wurde, erzielt  wurden.

      <I>Tabelle V</I>       4140-Stahl;    bei 843  C     warmbadgehärtet    und während 180 Sekunden auf 318  C abgeschreckt;  heruntergezogen zwecks 19,9      /oiger        Querschnittsverminderung;    nach dem Ziehen luftgekühlt  
EMI0010.0045     
  
    Querschnitts  verminderung <SEP> Härte:

   <SEP> DPZ
<tb>  Ziehtemperatur <SEP> Zug <SEP> Zugfestigkeit <SEP> Streckgrenze <SEP> Dehnung <SEP> bei <SEP> der <SEP> an <SEP> der <SEP> am
<tb>  e <SEP> C <SEP> kg <SEP> kg/cm= <SEP> kg/cm= <SEP> % <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> Ober- <SEP> Mittel- <SEP> in <SEP> der
<tb>  prüfung <SEP> fläche <SEP> radius <SEP> Mitte
<tb>  <I>0i</I>
<tb>  io
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> - <SEP> 9843 <SEP> 7435 <SEP> 15,0 <SEP> 42,8 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 301
<tb>  a) <SEP> Kaltgezogen <SEP> 8310 <SEP> 11249 <SEP> 10757 <SEP> 9,0 <SEP> 48,9 <SEP> 324 <SEP> 330 <SEP> 324
<tb>  a) <SEP> Heissgezogen <SEP> * <SEP> <B>6881 <SEP> 13710</B> <SEP> 13446 <SEP> 10,0 <SEP> 36,7 <SEP> 389 <SEP> 402 <SEP> 402
<tb>  a) <SEP> Im <SEP> abgeschreckten
<tb>  Zustand** <SEP> - <SEP> 20530 <SEP> 17296 <SEP> 12,9 <SEP> 44,1 <SEP> 600 <SEP> 429 <SEP> 468
<tb>  a)

   <SEP> Warmbadgehärtet <SEP> - <SEP> 15046 <SEP> 9105 <SEP> 6,4 <SEP> 14,5 <SEP> 458 <SEP> 479 <SEP> 479
<tb>  393 <SEP> 7790 <SEP> 13112 <SEP> 13077 <SEP> 12,9 <SEP> 52,1 <SEP> 425 <SEP> 388 <SEP> 352
<tb>  538 <SEP> 5713 <SEP> 10265 <SEP> 9281 <SEP> 21,4 <SEP> 59,5 <SEP> 336 <SEP> 301 <SEP> 298
<tb>  Werte <SEP> beim <SEP> Scheitelpunkt <SEP> der <SEP> Heissstreckkurve.
<tb>  In <SEP> üblicher <SEP> Weise <SEP> in <SEP> Öl <SEP> auf <SEP> Raumtemperatur <SEP> abgekühlt.
<tb>  a) <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässe <SEP> Vergleichswerte.

         Die oben beschriebene Arbeitsweise kann dadurch       modifiziert    werden, dass man den Stahl zwischen der       Warmbadhärtung    und dem Herunterziehen bei er  höhter Temperatur einer     Anlassoperation        unterwirft.     Aus der Tabelle V ist ersichtlich, dass die     erfindungs-          gemäss    behandelten Stähle höhere     Festigkeiten    und  eine grössere     Härte    aufweisen als die nur umgeform  ten     Stähle    und die kaltgezogenen Stähle,

   mit oder  ohne vorherige     Warmbadhärtung.       Bis jetzt hat die Verfahrensstufe der Wärmebe  handlung vor dem Umformen die Verfahrensstufe  der     Austenitisierung    des     Stahls    mit     eingeschlossen.     Es wurde gefunden, dass noch andere neue und ver  besserte physikalische und mechanische Eigenschaften  erreicht     werden    können, wenn die Wärmebehandlung  so durchgeführt wird, dass der Stahl, zwecks Phasen  änderung, normalisiert wird, ehe er umgeformt wird,  um     eine        Querschnittsverminderung        vorzunehmen,

           während der Stahl sich auf einer     Temperatur        im    Be  reiche von 93 bis 649  C     und    vorzugsweise- bei einer       Temperatur    im Bereiche von 121 bis 510  C befindet.

    Die Kombination von     Arbeitsstufen,    welche das Nor  malisieren vor der Umformung     umfasst,    überwindet  die     unangenehmen    Verschiedenheiten in den Eigen  schaften von heissgewalzten Stählen und ermöglicht  die Herstellung von kalt     fertigbearbeiteten    Stäben,  Stangen usw., die eine grössere     Einheitlichkeit    in den  Eigenschaften zwischen den     einzelnen        Chargen    von  Stab zu Stab besitzen. Eine andere wesentliche Ver  besserung besteht in der Herstellung von Stählen,     die     eine verbesserte     Duktilität    besitzen, wobei die hohe  Festigkeit des Stahls erhalten bleibt.

   Es wurde ferner  gefunden, dass heissgezogene Stäbe nach ihrer Ver  arbeitung zur Erzeugung     einer    normalisierten Struk  tur in ihrer     Zerspanbarkeit    wesentlich verbessert     sind.     



  Unter dem Ausdruck  Normalisierung  ist die  Wärmebehandlung des Stahls verstanden, wobei er  auf     eine    Temperatur über den oberen     Umwandlungs-          punkt    As der     Stahlzusammensetzung        erhitzt    wird,  worauf der Stahl auf die Temperatur abgekühlt     wird,     bei der er umgeformt wird, oder     wobei    er     noch     weiter bis auf Zimmertemperatur abgekühlt     wird,     worauf er nochmals auf die Temperatur für das  Umformen erhitzt wird.

   Der obere     Umwandlungs-          punkt        A3    für die     Stahlzusammensetzung    fällt ge  wöhnlich und im allgemeinen in den Temperatur  bereich von 704 bis 816  C.  



  Die Erfindung wird später an einem repräsen  tativen Stahl 1018     beschrieben,    welcher vorher defi  niert worden ist.  



  Alle heissgewalzten,     geätzten    und     gekalkten    Stäbe  wurden in einem hochleistungsfähigen     elektrischen     Ofen auf Normalisierungstemperatur erhitzt. Selbst  verständlich können auch andere Mittel zum Erhitzen  des Stabes auf Normalisierungstemperatur verwendet    werden. Die     normalisierten    Stäbe wurden auf     Zim-          mertemperatur    abgekühlt und darauffolgend auf die  zum Durchgang durch eine Form zur     Querschnitts-          verminderung    erforderliche Temperatur     erhitzt.     



  Es ist nicht notwendig, den Stahl von der     Norma-          lisierungstemperatur    auf Zimmertemperatur     abzu-          kühlen    und dann     den        normalisierten    Stahl wieder  auf die für das Umformen     erforderliche    Temperatur  zu     erhitzen.    Statt dessen     kann    der Stahl entweder  auf     ;

  die    zur     Quenschnittsverminderung        erforderliche          Temperatur    oder unter die Ziehtemperatur abgekühlt  werden, wobei im letzteren Fall wieder auf die     Um-          formtemperatur    e     ,rhitzt        wird,    wobei man einen     Stahl     erzeugt, der nach dem Ziehen eine normalisierte       Struktur    besitzt. Die erzielten     Ergebnisse    wurden  durch Ziehen von     Stahlstangen    durch eine     Ziehform     erzielt.

   Die     normalisierten    Stangen     wurden    zum  Ziehen in :einem gasgeheizten Ofen     wieder        erhitzt     und     der        Metalloberfläche    vor dem Ziehen     ein          Schmiermittel        zugesetzt.    Zum Normalisieren wurde  der     Stahl    1018 auf 899 C     erhitzt.     



  Die Ergebnisse in der folgenden Tabelle zeigen  die Eigenschaften, die durch Umformen der gezoge  nen     Stähle    ohne vorheriges     Normalisieren        und    nach  dem Normalisieren erhalten werden. Die     Ergebnisse     zeigen die mechanischen und     physikalischen,        Eigen-          schaften    von     heissgewalzten    Stählen, von bei     Zimmer-          temperatur    gezogenen Stählen, die.

   der gleichen  Stähle, die bei erhöhter Temperatur gezogen wurden,  und die von Stäben,     die    vor dem Kaltziehen oder  Stähle, die bei erhöhter     Temperatur    gezogen     wurden,     Die     letzteren        Werte    zeigen die     verbesserte    Wirkung  des erfindungsgemässen     Verfahrens.    Der Grad der  Reduktion wurde möglichst gleich gehalten, und die       Reduktion    bei erhöhter Temperatur wurde bei ver  schiedenen Temperaturen im     Bereiche    von 93     bis     649  C vorgenommen.

      <I>Tabelle</I>     V1     Stahl C-1018 mit     17,211/o        Quesschnittsverminderung    gezogen;  nach dem Ziehen mit Luft auf     Zimmertemperatur    abgekühlt  
EMI0011.0097     
  
    Querschnitts  verminderung <SEP> Izod <SEP> Härte <SEP> DPZ
<tb>  Zug- <SEP> Streck- <SEP> Kerbschlag  Verfahren <SEP> festigkeit <SEP> grenze <SEP> Dehnung <SEP> bei <SEP> der <SEP> Verzugsfaktor- <SEP> Festigkeit
<tb>  /o <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> bereich
<tb>  kg/cm@ <SEP> kg/cm2 <SEP> 21,1 <SEP> C <SEP> Mittel  prüfung <SEP> m <SEP> kg <SEP> radius
<tb>  Heissgewalzt <SEP> * <SEP> <B>4807 <SEP> 3296</B> <SEP> 36,0 <SEP> 67,9 <SEP> +0,021 <SEP> 39,46 <SEP> 151
<tb>  Kaltgezogen <SEP> * <SEP> 7242 <SEP> 7242 <SEP> 13,0 <SEP> 52,1 <SEP> <B>-0,003</B> <SEP> 10,

  43 <SEP> 223
<tb>  Heissgezogen <SEP> * <SEP> 8173 <SEP> a) <SEP> 8173 <SEP> a) <SEP> 27,5 <SEP> b) <SEP> 58,6b) <SEP> -0,001 <SEP> bis-0,184 <SEP> 5,31 <SEP> c) <SEP> 266
<tb>  Normalisiert <SEP> heissgewalzt <SEP> * <SEP> 4851 <SEP> <B>3586</B> <SEP> 34,0 <SEP> 68,6 <SEP> +0,021 <SEP> (37,78) <SEP> 164
<tb>  Normalisiert <SEP> kaltgezogen <SEP> * <SEP> <B>7382 <SEP> 7382</B> <SEP> 13,0 <SEP> 52,1 <SEP> +0,034 <SEP> 4,22 <SEP> 213
<tb>  Normalisiert <SEP> heissgezogen <SEP> 8 <SEP> 613 <SEP> d) <SEP> 8 <SEP> 613 <SEP> d) <SEP> 27,0 <SEP> e) <SEP> 59,2 <SEP> e) <SEP> -0,006 <SEP> bis <SEP> -0,218 <SEP> 8,30 <SEP> 271
<tb>  Die <SEP> Zahl <SEP> in <SEP> Klammern <SEP> zeigt <SEP> den <SEP> Durchschnittswert <SEP> für <SEP> faserigen <SEP> Bruch, <SEP> nicht <SEP> für <SEP> glatten <SEP> Bruch.
<tb>  * <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässe <SEP> Vergleichsversuche.
<tb>  a)

   <SEP> gezogen <SEP> bei <SEP> 285  <SEP> C <SEP> b) <SEP> gezogen <SEP> bei <SEP> 5380 <SEP> C <SEP> c) <SEP> gezogen <SEP> bei <SEP> 2320 <SEP> C <SEP> d) <SEP> gezogen <SEP> bei <SEP> 260c, <SEP> C
<tb>  e) <SEP> gezogen <SEP> bei <SEP> 4900 <SEP> C.         Die vorhergehenden     Ergebnisse    zeigen     deutlich    die  Verbesserung, z. B. in den     Zugfestigkeiten    und in den  Streckgrenzen, welche durch .die Kombination von  Verfahrensstufen erhältlich sind und welche vor dem  Durchlaufen des Stahls durch     eine    Form     zwecks    Um  formung von einer Normalisierungsstufe Gebrauch  machen.

   Die     Verbesserungen    sind bei Vergleich     mit     äquivalenten     Querschnittsverminderungen    der gleichen  Stähle bei     Zimmertemperatur    nach der äquivalenten       Normalisierungsstufe    oder bei Vergleich mit dem  Führen der gleichen Stähle durch eine Form     zur     Erzielung einer     Verringerung    der     Querschnittsfläche     bei einer äquivalenten höheren Temperatur, aber  ohne den Stahl vorher zu     normalisieren,    sichtbar.  



  Eine der am bemerkenswertesten verbesserten  Eigenschaften des Stahls, die aber in der Tabelle  nicht zum Ausdruck kommt,     betrifft    die, durch die       Kombination    des     Normalisierens    und der     Quer-          schnittsverminderung    erzielten     Zerspanbarkeltseigen-          schaften    des Stahls.

   Normalisierung und     Ziehen    im       angegebenen        Temperaturbereich    verbessern deutlich  die     Zerspanbarkeit    des Stahls im     Vergleich    mit bei  gleich erhöhter Temperatur ohne vorheriges Norma  lisieren des Stahls gezogenen Stählen. Weiter ist es  offensichtlich, dass die Festigkeit     erhalten    bleibt, wäh  rend Verbesserungen der     Duktilität    der     normalisierten     und im angegebenen Temperaturbereich gezogenen  Stähle     im    Vergleich mit den durch Streckung bei  erhöhter Temperatur allein erhältlichen Werten ge  sichert sind.

   Eine Eigenschaft, die an der     Oberfläche     nicht sichtbar ist, ist die bemerkenswerte Verbesse  rung, welche in der Gleichmässigkeit der Eigenschaf  ten zwischen den einzelnen     Chargen    von Stab zu  Stab besteht.  



  Im     allgemeinen    nehmen Zugbelastung und     rema-          nente    Spannung ab, während die     Kerbschlagzähigkeit     nach     Izod    sich je nach der Temperatur des Stahls  beim     Querschnittsverminderungsvorgang    erhöht.

   Vom  Standpunkt der     Festigkeitswerte,    wie der Zugfestig  keit, Streckgrenze und ähnliche Eigenschaften, wur  den die :besten Verbesserungen bei allen Stählen ge  funden, die     erfindungsgemäss    behandelt wurden, wenn  die     Verfahrensstufe    der     Querschnittsverminderung          vorgenommen    wird, während der Stahl auf einer  Temperatur von 204 bis 399  C ist.

   Um möglichst  viele Verbesserungen in :den     Eigenschaften    zu erhal  ten, wird man von einer Temperatur     im        Bereiche    von  121 bis 510 C für einen bei     der    Umformung redu  zierten Stahl Gebrauch     machen.     



  Die     Wärmebehandlung,    um den Stahl vor der  Umformung zwecks Phasenänderung     anzulassen,    er  zeugt einen     Stahl    mit noch     verschiedeneren    physika  lischen und     mechanischen    Eigenschaften.

   Es     wurde     gefunden, dass es durch die Kombination, welche  das Anlassen des Stahls vor dem Durchgang des  Stahls durch eine Form zwecks     Verminderung    der       Querschnittsfläche    einschliesst, möglich ist,     nicht    nur  die Gleichmässigkeit der Eigenschaften und     die    physi  kalischen und mechanischen Eigenschaften des Stahls  zu verbessern, sondern auch den Stahl noch weiterhin    zu variieren. Unter manchen Umständen kann     der     Stahl in seinen physikalischen und mechanischen  Eigenschaften, wie z.

   B. in der     Duktilität,        remanenten          Spannung,    in der     Belastung,    die für das     Vortreiben     des Stahls durch eine Form notwendig ist, und in  solchen Festigkeitseigenschaften wie Zugfestigkeit,  Biegefestigkeit, Schlagfestigkeit und     ähnlichen    Eigen  schaften verbessert werden.

   Die     Zerspanbarkeit    der  Stähle und solche Eigenschaften wie Zugfestigkeit,  Streckgrenze,     Proportionalitätsgrenze,        Schlagfestigkeit     und     Härte    werden am günstigsten     beeinflusst,    wenn  der Stahl bei der     Verfahrensstufe    der     Querschnitts-          verminderung    durch eine Form     geführt        wird,    um eine  Reduktion der     Querschnittsfläche    zu erzielen,     während     er sich auf einer Temperatur im Bereiche von 232  bis 454  C befindet.

   Aber selbst in diesem     speziellen     Temperaturbereich wurde gefunden, dass Zugfestig  keit, Streckgrenze und     Proportionalitätsgrenze    den  maximalen Wert     erreichen,    wenn die     Umformung     bei einer Temperatur des Stahls im     Bereiche        von     232 bis 316  C vorgenommen wird.

   Beachtlichere  Verbesserungen in den plastischen     Eigenschaften    des  Stahls wie Dehnung,     Querschnittsverminderung        bei     der     Zugfestigkeitsprüfung    und Schlagfestigkeit werden       besonders    günstig ausgebildet, wenn die     Querschnitts-          verminderung    bei einer Temperatur des Stahls     im     Bereiche von 316 bis 454 C vorgenommen     wird.     



  Das Umformen ermöglicht ausser der Verbesse  rung der physikalischen und mechanischen Eigen  schaften des Stahls auch die Beeinflussung der in  den Stahlprodukten entwickelten Spannungen. Wenn  z. B. Stahl durch eine Form hindurchgeführt wird, um  eine     Querschnittsverminderung    herbeizuführen, wäh  rend sich der Stahl auf einer über 343  C und vor  zugsweise über 454  C, jedoch unter 649  C liegenden  Temperatur befindet, so kann die Grösse der     im     Stahl entwickelten     remanenten    Spannungen wesent  lich     vermindert    und die Art der     remanenten    Span  nungen beeinflusst werden, um Stahlprodukte zu  erzeugen,

   die wesentlich     verbesserte        Verzugscharak-          teristiken    und eine viel günstigere Verteilung der  Spannungen über den     Querschnitt    des Stahls auf  weisen.  



  Die erhebliche Reduktion des Verzugsfaktors,  die beim Umformen des Stahls erzielt wird, ermög  licht die     Hersteldung    von Stahlprodukten, die ver  besserte physikalische und mechanische Eigenschaften  besitzen und deren     remanente    Spannungen Werte  aufweisen, die ebenso klein     oder    kleiner     als    jene       Werte    sind, die nach den bisher üblichen Methoden  durch     Wärmebehandlungen    oder     spannungsvermin-          dernde    Operationen nach dem Herunterziehen oder       ähnlichen        Querschnittsverminderungsprozessen    erzielt  wurden. So ist es z.

   B. gemäss der     vorliegenden    Erfin  dung möglich,     Stahlprodukte    zu erzeugen, deren       Oberflächenteile    Druckspannungen statt Zugspan  nungen aufweisen, wenn man den     Stahl    zwecks       Querschnittsverminderung    durch eine Form hindurch  führt, während sich der Stahl auf einer Temperatur  befindet, die über 427  C, jedoch unter 649  C      liegt, und wenn man den Stahl praktisch unmittel  bar nach der     Querschnittsverminderung    rasch auf  Zimmertemperatur abkühlt, beispielsweise durch  Abschrecken in Wasser oder Ö1.

   Die Entwicklung  hoher Druckspannungen in den     Oberflächenteilen     des Stahls ist erwünscht, um den     Verdrehwechsel-          festigkeltsw        ert    des Stahls bei einem gegebenen  Festigkeitsniveau zu erhöhen und um den Ausschuss,  z. B. infolge     Rissbildung,    bei der Fabrikation von  Bestandteilen aus den erzeugten Stählen zu vermin  dern.  



  Wenn .der Stahl vor dem     Umformen    einer       Anlassoperation    unterworfen wird, so     werden    im  Stahl weitere und wichtige     Charakteristiken    ent  wickelt. Eine wichtige Verbesserung, die allerdings  nicht durch     Vergleichen    der     Eigenschaften    der  Stähle aufgezeigt werden kann, besteht darin, dass die  Stahlstäbe von Charge zu Charge viel gleichmässigere  Eigenschaften besitzen als bloss heissgewalzte     Stähle,     deren Eigenschaften von Charge zu Charge starken  Schwankungen     unterworfen    sind.

   Das Kombinieren  der oben beschriebenen Behandlungsoperationen  bringt gegenüber dem blossen Kaltziehen oder dem  Heissziehen ohne vorheriges Anlassen den weiteren  wichtigen     Vorteil    mit sich, dass der Stahl mit der       Anlassstruktur    eine wesentlich erhöhte     Duktilität    und  wesentlich verbesserte     Zerspanbarkeitseigenschaften     besitzt. Diese Verbesserungen sind bei     geichzeitiger     Aufrechterhaltung der durch das Umformen ent  wickelten hohen     Festigkeiten    möglich.  



  Mit dem Ausdruck  Anlassen , dem die übliche  Bedeutung zukommt, wird ein     Wärmebehandlungs-          verfahren    bezeichnet, bei welchem der Stahl zwecks  Phasenänderung auf die der     Stahlzusammensetzung     entsprechende     Anlasstemperatur    erhitzt und der ange  lassene Stahl langsam auf     Zimmertemperatur    abge  kühlt wird.

   Bei der Durchführung des     erfindungs-          gemässen    Verfahrens kann man den     Stahl    von der       Anlasstemperatur    auf jene Temperatur abkühlen, bei  welcher der Stahl zwecks     Querschnittsvenminderung     umgeformt werden     soll.    Gemäss einer anderen Aus  führungsvariante kann man den Stahl von     der        Anlass-          temperatur    auf eine     Temperatur        heruutexkühlen,    die  unter derjenigen liegt,

   bei     welcher    der     Stahl    im       Umformprozess        durch    eine Ziehmatrize hindurchge  führt werden soll. In diesem Fall wird der ange  lassene Stahl wieder auf die Temperatur erhitzt, bei  welcher der Stahl umgeformt, z. B. durch eine     Matrize     hindurchgeführt, werden soll.

   In jedem Fall weist das  erhaltene Produkt eine     Aulassstruktur    auf.     Man    kann  den Stahl vor der Umformung auch einem Rekristal-         lisationsglühen    unterwerfen, bei welchem der Stahl  bis     unmittelbar    unter seine kritische Temperatur  erhitzt wird,     oder    man kann den Stahl einer voll  ständigen     Anlass:behandlung    unterwerfen, wobei der  Stahl über seine kritische     Temperatur    erhitzt und  dann langsam abgekühlt wird.  



  Im folgenden wird die Durchführung des erfin  dungsgemässen Verfahrens nach der oben beschrie  benen Variante beispielsweise erläutert. Der verwen  dete     1144-Stahl        enthält    ausser Eisen als Hauptkom  ponenten die nachstehend angeführten     Elemente:     
EMI0013.0052     
  
    Kohlenstoff <SEP> 0,45
<tb>  Mangan <SEP> 1,51
<tb>  Phosphor <SEP> 0,018
<tb>  Schwefel <SEP> 0,28
<tb>  Silicium <SEP> 0,22       <I>Arbeitsweise</I>  Heissgewalzte Stahlstäbe im Rohzustand     werden     durch Beizen in Schwefelsäure     entzundert    und zwecks  Verhinderung der Rostbildung     gekalkt.     



  Die so behandelten     heissgewalzten,        gebeizten    und  gekalkten Stahlstäbe wurden in einem     zweckentspre-          chenden        Wärmebehandlungsofen,    z. B. in     einem    elek  trischen     Hochleistungsofen,    zwecks Phasenänderung  auf     Anlasstemperatur    erhitzt. Der     114-Stahl    wurde  bei     einer    Temperatur von 788 C angelassen.

   Das  Anlassen wurde nach den auf dem Gebiet der Stahl  erzeugung üblichen     Methoden        durchgeführt.    Der       angelassene        Stahl    wurde dann, wie bereits beschrie  ben, langsam auf Zimmertemperatur abgekühlt. Das       angelassene        Stahlmaterial    wurde in einem zweck  entsprechenden Ofen, z. B. in einem gasgefeuerten  Ofen, zum Zwecke des     Herunterziehens    wieder auf       erhöhte    Temperatur erhitzt. Die Stahlstäbe     wurden     vor .dem Ziehen geschmiert. Der Stahl wurde durch  .eine gewöhnliche Ziehmatrize hindurchgeführt.  



  Aus der Tabelle     VII    ist der     Einfluss    der Tem  peratur, bei. welcher die Stähle nach     erfolgter    voll  ständiger     Anlassbehandlung    zwecks     Querschnittsver-          minderuug    durch eine Ziehmatrize     hindurchgeführt     werden, auf die     physikalischen        Daten    der verschie  denen Stähle ersichtlich.

   Die     Temperaturen,    auf  Grund deren die in der Tabelle     angeführten        Daten     erhalten     wurden,    sind     beispielhaft    für die Arbeits  weise, bei welcher der     angelassene    Stahl zwecks Quer  schnittsverminderung mittels einer     Ziehmatrize    her  untergezogen wird, während sich der Stahl auf einer       Temperatur    von 93 bis 649 C, und vorzugsweise  zwischen 204 und 482  C,     befindet.         <I>Tabelle V11</I>       C-1144-Stahl;    angelassen heruntergezogen auf einen um 21,6 % verminderten Querschnitt;

    nach der Ziehen luftgekühlt  
EMI0014.0002     
  
    Querschnitts  Kerbschlag  verminderung <SEP> Härte <SEP> DPZ
<tb>  Ziehtemperatur <SEP> Zug- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> bei <SEP> der <SEP> Verzugs- <SEP> Biegefestigkeit <SEP> am
<tb>  o <SEP> C <SEP> festigkeit <SEP> <I>grenze</I> <SEP> o <SEP> g <SEP> Zugfestigkeits- <SEP> faktor <SEP> nach <SEP> Izod <SEP> Mittel  kg/cm2 <SEP> kg/cm2 <SEP> @  <SEP> prüfung <SEP> 21,1C <SEP> radius
<tb>  0 <SEP> m <SEP> kg
<tb>  a) <SEP> Heissgewalzt <SEP> 7593 <SEP> 4957 <SEP> 23,0 <SEP> 46,1 <SEP> +0,004 <SEP> 4,52 <SEP> 220
<tb>  a) <SEP> Angelassen**
<tb>  Heissgewalzt <SEP> <B>6082 <SEP> 3867</B> <SEP> 28,0 <SEP> 40,6 <SEP> +0,052 <SEP> (6,59) <SEP> 167
<tb>  93 <SEP> <B>7910 <SEP> 6855</B> <SEP> 10,0 <SEP> 36,2 <SEP> +0,749 <SEP> 1,56 <SEP> 245
<tb>  154 <SEP> 7962 <SEP> 7242 <SEP> 9,5 <SEP> 29,3 <SEP> +0,692 <SEP> 0,

  55 <SEP> 253
<tb>  227 <SEP> <B>8015 <SEP> 7312</B> <SEP> 9,0 <SEP> 31,7 <SEP> +0,599 <SEP> 0,32 <SEP> 241
<tb>  246 <SEP> 8367 <SEP> 7769 <SEP> 9,0 <SEP> 34,8 <SEP> +0,574 <SEP> 0,59 <SEP> 258
<tb>  304 <SEP> <B>8929 <SEP> 8648</B> <SEP> 7,0 <SEP> 29,3 <SEP> +0,624 <SEP> 0,24 <SEP> 271
<tb>  343 <SEP> 9105 <SEP> <B>8859</B> <SEP> 7,0 <SEP> 28,4 <SEP> +0,610 <SEP> 0,46 <SEP> 276
<tb>  410 <SEP> 8437 <SEP> 7874 <SEP> 12,5 <SEP> 38,0 <SEP> +0,490 <SEP> 0,14 <SEP> 258
<tb>  460 <SEP> 7576 <SEP> 6749 <SEP> 14,5 <SEP> 40,6 <SEP> +0,277 <SEP> 0,28 <SEP> 245
<tb>  532 <SEP> 7171 <SEP> 6011 <SEP> 19,5 <SEP> 44,4 <SEP> +0,057 <SEP> 0,83 <SEP> 220
<tb>  '\ <SEP> Nicht <SEP> heruntergezogen, <SEP> im <SEP> Rohzustand.
<tb>  \y <SEP> Nicht <SEP> gezogen.
<tb>  Die <SEP> eingeklammerte <SEP> Zahl <SEP> ist <SEP> ein <SEP> Mittelwert <SEP> für <SEP> faserigen <SEP> Bruch,

   <SEP> nicht <SEP> glatten <SEP> Bruch.
<tb>  a) <SEP> Nicht <SEP> erfindungsgemässe <SEP> Vergleichsversuche.       Aus der Tabelle     VII    geht hervor, dass sich das  Kombinieren der Operationen des Anlasseins und des       Umformens    darin auswirkt, dass die durch die Quer  schnittsverminderung erzielten Festigkeitseigenschaf  ten     erhalten    bleiben, während     gleichzeitig    die     Dukti-          lität    der Stähle     eine    Verbesserung     erfährt.        Ausserdem     wird gegenüber Stählen, die     ohne    vorheriges Anlassen  umgeformt wurden,

   eine bessere     Zerspanbarkeit    er  zielt. Die Stahlstäbe weisen ferner von Charge     zu          Charge    -gleichmässigere     Eigenschaften    .auf als heiss  gewalzte Stähle, die kaltgezogen wurden, und selbst  als     heissgewalzte    Stähle, die bei erhöhter     Temperatur          heruntergezogen        wurden.     



  Die zu behandelnden Stähle können als Rund  stäbe,     Flachstäbe,    Rohre, Drähte, massive Stäbe  usw. vorliegen.  



  Beim erfindungsgemässen     Verfahren        beeinflussen     die     Temperatur    des Stahls     beim    Reduzieren, die  chemische     Zusammensetzung    des Stahls und das  Ausmass der     durchgeführten        Querschnittsverminde-          rung    des Stahls die Kombination von Eigenschaften,  die man im Stahl-Endprodukt     entwickeln,    kann.

   Durch       geeignete    Wahl von     Temperatur,        chemischer        Zusem-          mensetzung    und     Querschnittsverminderung    ist es  möglich, Stähle zu     erzeugen,    die sehr verschiedene       physikalische    und     mechanische        Eigenschaften        be-          sitzen,    und wahlweise Stahlprodukte     herzustellen,    die       wünschenswerte,        geringe        remanente    Spannungen be  sitzen.

   Auf diese Weise lassen sich neue und     ver-          besserte    Stähle herstellen, die neue     unterschiedliche          Verwendungsmöglichkeiten    haben und Kombina-         tionen    von Eigenschaften     besitzen,    die von den gemäss  den     früher    gefundenen Verfahren behandelten Stählen  sehr verschieden sind. Auch lassen sich Stähle her  stellen, deren     Eigenschaften    von denjenigen mittels       vorbekannter    Verfahren behandelter Stähle verschie  den sind.



  Method of Treatment of Steel The present invention relates to a method of treatment of steel, in particular for the manufacture of new and improved steels having new and different physical and mechanical properties and combinations of such properties.



  In particular, the aim of the present invention is to create a method that can be used in the cold finishing of steels and that is suitable, firstly, for certain physical and mechanical ones.

   To improve the properties of the steel, secondly to produce steels with new and different combinations of properties and thereby obtain new and better steel products in which the properties and characteristics of the steels originating from different batches but have the corresponding chemical composition are more uniform compared to normal hot-rolled steels, which are finished cold,

    and thirdly, to expand the animal area in steels with developable physical and mechanical properties in order to open up new and different areas of application for steels. Finally, the invention aims to produce steels with new and better characteristics and new and better physical and mechanical properties.



  It has been found that the physical and mechanical properties of the steel. During its cold finishing, e.g. B. after: a drawing or extrusion process, can be improved to a surprising extent if the steel, while it is being passed through a die for the purpose of reducing the cross-section, is at a temperature of 93 to 649 C, preferably between 232 and 482 C, holds.

   Depending on the temperature at which the steel has during the reduction in cross-section, various physical and mechanical properties of the steel can be changed in comparison with those of the same steels which have been subjected to the same reduction in cross-section at room temperature instead of at elevated temperature, and in many cases Cases to be improved.

   By regulating the temperature of the steel during the cross-section reduction, the chemical composition of the steel and the amount of the cross-section reduction, it has been possible to manufacture new and better steel products with new and better physical and mechanical properties and various combinations of such properties.



  The improvements in physical and mechanical properties that can be achieved through the reduction in cross-section during cold machining have previously been limited to hot-rolled steels. It has now been found

   that the character of the changes in the physical and mechanical properties of the .steel with regard to the generation of steel grades with new and better properties can be significantly influenced by the steel is pretreated before the cross-section, in order to, for.

   B. by heat treatment to cause a phase change in the steel, which causes the steel to react differently in the subsequent cross-sectional reduction and accordingly a different result is achieved.



  The method according to the invention is characterized in that the steel is subjected to a heat treatment in order to bring about a phase change, and then the steel is passed through a mold in order to bring about a reduction in cross section while the steel is at a temperature The range is from 93 to 649 C.



       To reduce the cross-section, the steel is shaped by a shape, e.g. B. through a drawing die, press die or the caliber of a rolling mill, while the steel has a temperature of 93 to 649 C and preferably in the range of 232 to 649 C.

   Many of the improvements described can be achieved, for example, by subjecting the steel to an intermediate tempering and then passing it through the pass of a rolling mill in order to reduce the cross-section while the steel is at a temperature of 93 to 649 ° C be found.



  The physical and mechanical properties that can be influenced with the present invention include the strength properties of the steel, eg. B. the tensile strength, the impact strength, the yield point, the flexural strength u @ sw., As well as other properties such. B. the elasticity, the ductility, the hardness, the surface roughness, the machinability, the proportionality limit etc.



  The characteristics described can be developed in those hot rolled steels which are generally cold finished, e.g. B. by drawing or extrusion processes. These steels are characterized by the fact that they can be hardened under the influence of plastic deformation at temperatures below the recrystallization range or by precipitation or another type of rearrangement,

   when they are deformed at an elevated temperature in the range of 93 to 649 C. Typical representatives of this class of hot-rolled steel grades are the non-austenitic steels, which have a pearlitic structure in a base mass of ferrite. For the practice of the present method steels with carbon contents which extend over a fairly wide range can be used.

   However, the best results are achieved with steels with a carbon content greater than 0.040%.



  According to one embodiment of the present invention, hot-rolled steels are treated by subjecting the hot-rolled steel to an intermediate-stage tempering for the purpose of phase change and then through a mold. passes through it in order to reduce the cross-section

      while the steel has a temperature of 93 to 649 C and preferably 232 to 649 C. This combination of operations, in which an inter-stage tempering is carried out before the reduction in cross-section, steels are obtained which are different from similar steels that have been subjected to an equivalent reduction in cross-section but not from intermediate tempering, and to steels

   which have been subjected to an equivalent cross-sectional reduction by cold drawing and subsequent intermediate tempering, are characterized by improved strength properties and increased hardness.



       Treatment of the steels after the cross-section reduction, e.g. B. slow cooling in air or quenching for the purpose of rapid cooling of the steel, has only a minor influence on the characteristics and properties developed in the steel. In the case of rapid cooling, the only thing that can happen is that steels are formed that have predominantly compressive stresses and are characterized by negative distortion factors, especially if the steel has a temperature above 371 C when the cross-section is reduced.



  The term intermediate heat treatment denotes a special heat treatment process in which the steel heated to a temperature between 816 and 8710C is quenched in a medium that has sufficient heat dissipation capacity to prevent the formation of conversion products at high temperatures and the steel to keep at a temperature below the point at which Pe@rl.itbildung occurs and above the point at which martensite formation (M,) occurs,

      until the conversion is finished.



  The following describes the practice of the present invention using 4140 steel, for example. This steel, which can be regarded as a typical representative of the steels whose properties can be improved by the method according to the invention, contains, in addition to iron, the main components listed below:

    
EMI0002.0102
  
    Carbon <SEP> 0.43
<tb> Manganese <SEP> 0.88
<tb> Phosphorus <SEP> 0.018
<tb> sulfur <SEP> 0.020
<tb> silicon <SEP> 0.26
<tb> chrome <SEP> 0.86
<tb> Molybdenum <SEP> 0.18 Hot-rolled steel rods are descaled immediately after rolling by pickling in sulfuric acid and then limed to prevent rusting. The ignited and limed rods are then heated in a suitable heat treatment furnace at a temperature of 843 C for about 45 minutes.

   The austenitized steel is then quenched in a salt bath which is kept at a temperature of 338 C, which is slightly above the range of martensite formation, and which has such a heat dissipation ability that it cannot be converted into Perlite takes place.

   The steel is kept in the bath until the temperature has fallen evenly over the entire extension of the steel to around 338 C (around 16 minutes), after which the steel is cooled to room temperature by quenching or by air cooling.



  The steel treated by intermediate tempering is now reheated and passed through a mold to reduce the cross-section while the temperature of the steel is kept at 93 to 649 ° C. After the steel surfaces have been provided with a drawing agent, the steel is passed through a drawing die in order to effect the reduction in cross section.

   The properties achieved by the steel treatment described above are summarized in Table I. In this table, the steel treated in the manner described above is shown with hot-rolled steel, furthermore with the same but cold-formed steel with the same cross-section reduction and finally with a hot-rolled steel.

      compared to expanded steel at elevated temperatures. The hardness is given as a diamond pyramid number (a hardness scale based on the ratio of the applied load to the incision area, similar to the Brinell test).

      <I> Table 1 </I> 4140-S.tahl; subject to intermediate tempering at 843 C and quenched from 338 C; Drawn at 93 to 649 C with 19.9% reduction in cross-section and air-cooled after drawing
EMI0003.0033
  
    Cross-section drawing temperature <SEP> tensile force <SEP> tensile <SEP> stretching <SEP> elongation <SEP> widening <SEP> on <SEP> of <SEP> Ha <SEP> on
<tb> <SEP> C <SEP> kg <SEP> strength <SEP> limit <SEP>% <SEP> tensile strength- <SEP> upper- <SEP> middle- <SEP> in <SEP> der
<tb> kg / cm = <SEP> kg / cm = <SEP> middle
<tb> test <SEP> area <SEP> radius
<tb> l
<tb> a) <SEP> hot-rolled <SEP> - <SEP> 9843 <SEP> 7435 <SEP> 15.0 <SEP> 42,

  8 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 301
<tb> a) <SEP> Cold drawn <SEP> <B> 8305 </B> <SEP> 11249 <SEP> <B> 10757 </B> <SEP> 9.0 <SEP> 48.9 <SEP> 324 <SEP> 330 <SEP> 324
<tb> a) <SEP> hot drawn <SEP> * <SEP> <B> 6877.5 <SEP> 13710 </B> <SEP> 13446 <SEP> 10.0 <SEP> 36.7 <SEP> 389 <SEP> 402 <SEP> 402
<tb> a) <SEP> In the <SEP> deterred
<tb> State ** <SEP> - <SEP> 20530 <SEP> 17296 <SEP> 12.9 <SEP> 44.1 <SEP> 600 <SEP> 429 <SEP> 468
<tb> a) <SEP> Intermediate tariff
<tb> with <SEP> deterrence <SEP>
<tb> 338 <SEP> C <SEP> - <SEP> <B> 12515 <SEP> 9579 </B> <SEP> 13.6 <SEP> 57.4 <SEP> 378 <SEP> 307 <SEP> 307
<tb> 366 <SEP> 12418 <SEP> 15257 <SEP> 15257 <SEP> 9.3 <SEP> 45.7 <SEP> 425 <SEP> 462 <SEP> 479
<tb> 432 <SEP> 9347 <SEP> 12937 <SEP> 12673 <SEP> 15.0 <SEP> 52.6 <SEP> 391 <SEP> 333 <SEP> 328
<tb> 538 <SEP> <B> 5090 <SEP> 9913 <SEP> 8437 </B> <SEP> 21.4 <SEP> 58,

  5 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 302
<tb> Values <SEP> at the <SEP> vertex <SEP> of the <SEP> hot-stretch curve.
<tb> 3s <SEP> '<SEP> \ <SEP> Quenched in <SEP> the usual <SEP> way <SEP> in <SEP> oil <SEP> from <SEP> room temperature <SEP>.
<tb> a) <SEP> Comparative tests not <SEP> according to the invention <SEP>.

         Further novel steel products with new and different combinations of properties and characteristics can be produced by cooling the steel brought to austenitizing temperature not slowly but quickly, for example by quenching in an oil or in water to induce a phase change in the steel, and then the quenched steel is subjected to the reduction in area without being allowed to by passing the steel through a mold while the steel is at a temperature of 93 to 649.degree.



  The same improvements in the physical and mechanical properties that can be achieved by the present process are also accessible to those steels in which the above-mentioned phase change has been caused by austenitization and quenching to room temperature, with the difference

   that a broader range of properties can be influenced and the properties can be reproduced more evenly from batch to batch than with hot-rolled steels. Substantial and significant improvements in elasticity and impact resistance of the steels are achieved with comparable strength values.



  During austenitizing and quenching, the structure of the steel undergoes a change that is characterized by the appearance of bainite or martensite or both together. The austenitized and quenched steel is relatively difficult to draw at room temperature.

       On the other hand, it can be subjected to the cross-section reduction if the steel has a temperature of 93 to 649 ° C., preferably a temperature of 93 to 482 ° C., during the cross-sectional reduction.



  The treatment of the steels after the cross-section reduction, e.g. B. slow cooling, air or quenching for the purpose of rapid <B> cooling </B> the steel, has only a slight influence on the characteristics and properties developed in the steel, with the exception that with rapid cooling the tendency for the formation of steels,

   which have lower tension values and predominantly compressive tension and are characterized by compression distortion.



       To explain the method set out above, the treatment of a 1018 steel is described below, for example, which can be regarded as a typical representative of the steel types that can be used.

   In addition to iron as main components, this steel contains the following elements:
EMI0004.0016
  
    Carbon <SEP> 0.18
<tb> Manganese <SEP> 0.88
<tb> Phosphorus <SEP> 0.015
<tb> sulfur <SEP> 0.037
<tb> Silicium <SEP> 0.06 Method of operation Hot-rolled steel bars are descaled immediately after rolling by pickling in sulfuric acid and then limed to prevent rusting.

    The hot-rolled, pickled and limed steel rods are then heated to the exhaustion temperature of 871 C in a suitable heat treatment furnace. The steel rods are quenched from the austenitizing temperature to room temperature by immersion in an oil bath for rapid cooling.

   For the rapid cooling of the austenitized steel to room temperature, other means known per se can also be used.



  For comparison purposes, some of the austenitized and quenched steel rods are drawn at room temperature, while the remaining steel rods are reheated to reduce the cross-section and passed through a die. For this purpose, you can heat the austenitized and abge quenched steel rods in a gas-fired furnace or in another heating furnace usually used in metallurgy.

   To achieve the desired reduction in cross section, the steel rods were passed through drawing dies at the temperatures given in Table 11. The steel bars were lubricated with an appropriate lubricant before drawing. In order to obtain comparative values, the drawing conditions, the temperature during drawing and the amount of cross-sectional reduction were kept as equal as possible.

    



  The expressions used in this description to explain the results achieved have the meanings customary in metallurgy, with the exception of the expression distortion factor. The delay factor is directly related to the remanent voltage. The warpage factor shows the concentration and type of longitudinal stresses in the steel.

   The remanent stress is determined by means of a warpage test, in which a test piece is used whose length is 5 times the diameter plus 5.1 cm. The test specimens are slotted along a diameter over a length which is 5 times the diameter. Measure the length of the slot and the largest diameter perpendicular to the slot.

   The difference between the diameter before the slitting and the diameter after the slitting represents the extent of the expansion caused by residual stresses. The expansion is called positive and indicates that tensile stresses are predominantly present in the steel when the bar is moving expands when slitting.

   The expansion is called negative and indicates that compressive stresses are predominantly present in the steel when the slot narrows at its outer end. The warpage factors are calculated according to the following equation:

    
EMI0004.0087
    where D. - original diameter of the rod before cutting the slot, DA - difference between the diameter before and the diameter after cutting the slot (widening), L, = length of the slot.



  The proportionality limit coincides with the point in the curve of the function between the deforming force and the internal stress, to which the greatest deforming force corresponds that the material can withstand without being affected by the law of proportionality between deforming force and internal stress (Hooke's law) to deviate.



  The notched bar impact strength according to Izod given in Table II in m '/ kg is the arithmetic mean of the test results, the 45 notches arranged at equal intervals on a round bar 1.14 cm in diameter and 11.4 cm in length and 0.33 cm depth at 21 C.



  The hardness given by the diamond pyramid number (DPZ) was measured with a Griesschen reflex testing machine using a 136 pyramid diamond with a load of 50 kg.

        <I> Table II </I> C-1018 steel; austenitized at 871 C and quenched to room temperature; reduced by 17.2% when pulling;

          air-cooled after drawing
EMI0005.0014
  
    Cross-section <SEP> impact tensile <SEP> yield <SEP> reduction <SEP> flexural strength <SEP> hardness
<tb> drawing temperature <SEP> elongation <SEP> at <SEP> the <SEP> warping <SEP> on
<tb> ability <SEP> limit <SEP> a @ <SEP> tensile strength <SEP> factor <SEP> according to <SEP> Izod <SEP> average kg / cm @ <SEP> kg / cm = <SEP> <SEP > check <SEP> and <SEP> 2m <SEP> kg <SEP> radius
<tb> a) <SEP> hot-rolled <SEP> 4807 <SEP> 3296 <SEP> 36.0 <SEP> 67.9 <SEP> +0.021 <SEP> 12.03 <SEP> 151
<tb> a) <SEP> hot rolled <SEP> im
<tb> deterred
<tb> Status <SEP> 11530 <SEP> <B> 7699 </B> <SEP> 11.5 <SEP> 22.6 <SEP> -0.400 <SEP> 2.35 <SEP> 371
<tb> 146 <SEP> <B> 15819 <SEP> 13921 </B> <SEP> 1,

  4 <SEP> 2.0 <SEP> -0.322 <SEP> 0.41 <SEP> 488
<tb> 193 <SEP> 13288 <SEP> 12866 <SEP> 1.4 <SEP> 1.0 <SEP> +0.012 <SEP> 0.41 <SEP> 458
<tb> 243 <SEP> 11003 <SEP> <B> 10898 </B> <SEP> 9.5 <SEP> 15.0 <SEP> -0.034 <SEP> 0.69 <SEP> 343
<tb> 354 <SEP> 11495 <SEP> 11425 <SEP> 11.5 <SEP> 25.5 <SEP> -0.052 <SEP> 1, <B> <I> 1 </I> </B> 5 <SEP> 336
<tb> 382 <SEP> <B> 9386 <SEP> 9386 </B> <SEP> 14.5 <SEP> 53.7 <SEP> -0.012 <SEP> 3.59 <SEP> 296
<tb> 432 <SEP> <B> 8085 <SEP> 7628 </B> <SEP> 21.0 <SEP> 66.6 <SEP> -0.023 <SEP> 9.64258
<tb> 499 <SEP> 6714 <SEP> <B> 5906 </B> <SEP> 24.5 <SEP> 67.9 <SEP> -0.017 <SEP> 10.65 '\ ^ \ <SEP> 213
<tb> 554 <SEP> <B> 6609 <SEP> 5554 </B> <SEP> 28.0 <SEP> 72.0 <SEP> -0.029 <SEP> 15.62 <SEP> t <SEP> 226
<tb> a)

   <SEP> Not <SEP> according to the invention <SEP> comparison test.
<tb> ^ \ <SEP> Not <SEP> pulled.
<tb> '* <SEP> mean values <SEP> for <SEP> fibrous <SEP> break <SEP> - <SEP> not <SEP> for <SEP> smooth <SEP> break. In many cases, the @tenitized and quenched steels could not be drawn at room temperature to reduce area, while the steels could be reduced upon further treatment in accordance with the present invention.

   The steels that were auste, nitrided, drawn and hardened by quenching had increased strength compared to the same steels which were drawn at room temperature to achieve the same cross-sectional reduction.

   The maximum of improvements in terms of tensile strength and other strength properties is achieved in the range between 93 and 482 C, in particular between 204 and 454 C. Similar improvements are achieved with regard to the yield strength, the hardness and the ductility, which is measured in percent by the elongation and the reduction in cross-section. These improvements are achieved regardless of whether the steels are air-cooled or quenched after the reduction in cross-section.

   The properties of austenitized steels hardened by quenching and subjected to cross-sectional reduction differ from those properties which can be developed in hot-rolled steels simply by hot stretching. There are also improvements made in terms of machinability.



  It has also been found that other new properties can be developed by cooling the steel heated to the austenitizing temperature to a temperature of the area in which the cross-sectional reduction is to take place, i.e. to a temperature of 93 to 649 C, e.g. B. by quenching.

   Since the steel is quenched from the austenitizing temperature to the temperature to be used for the reduction in area, it becomes possible to carry out the heat treatment and the reduction in area in a preferred, continuous operation in order to produce a new and improved steel to create.



  This process makes it possible to make use of the work hardening and precipitation hardening effects that occur in steels of the type described above. In addition to these phenomena, there is another new effect based on the fact that the steel is subject to fundamental changes that can be influenced by a suitable choice of temperature, the amount of cross-sectional reduction and the composition of the steel.

   The variations that can be achieved range from normal pearlitic-ferritic structure to extremely fine pearlite and barrene to martensite and also include combinations of these structures. The top. described method of austenitizing and quenching at different time temperatures

  rature intervals and the immediately subsequent reduction in cross-section represents a continuous and quickly feasible heat treatment and reduction process by means of which steels are developed that have improved strength properties compared to the conventionally cold-drawn or hot-drawn steels.

   Compared with pure hot stretching, this process achieves higher elasticity and higher impact strength at a comparable strength level. The advantage of quenching compared to air cooling after drawing is obviously that pressure forces are generated on the surface of the steel, especially at the higher temperatures of the area in question for the reduction in cross-section.



  In this context, the term quenching is to be understood as a partial quenching in which the steel is rapidly cooled from the austeniating temperature to a temperature above room temperature but below 649 ° C.

   In the practical implementation of the invention, the steel is quenched after an initialization by coordinating the time and temperature in such a way that heat dissipates quickly until the steel has the temperature at which it passes through the mold is used to bring about the desired reduction in cross-section,

   while the steel is at a temperature of 93 to 649 C. The ratio of time to temperature when quenching to different temperatures is determined by the temperature of the steel, the mass of the steel, the quenching temperature and the time during which the steel is subjected to the heat extraction. If the austenitic temperature, the mass and the temperature,

   at which the steel is to be subjected to the reduction in cross-section in order to achieve certain characteristics, it will be found that the time is inversely proportional to the temperature, insofar as a shorter time to dissipate a certain amount of heat from the steel at lower quenching temperatures required than at higher quenching temperatures. If z.

   If, for example, an austenitized steel is to be quenched to a temperature of about 277 C to reduce the cross-section, the steel can be quenched for about 60 seconds in a salt bath kept at 204 C or for 180 seconds in a salt bath kept at 260 C. .



  To explain the above, the treatment of 1018 steel example is described below.



  <I> Working method </I> Hot-rolled steel bars were descaled and limed by pickling in sulfuric acid in order to prevent rust formation.



  The hot-rolled, pickled and limed steel rods were then heated to an austenitizing temperature of 871 C in an appropriate heat treatment furnace.



  After austenitizing at the appropriate temperature, the steel rods were quenched at different temperatures in salt baths, the quenching time varying between 60 and 180 seconds depending on the quenching temperature and the amount of heat to be dissipated. It should be noted that other quenching temperatures can be used and the quenching time can vary depending on the mass of the steel. However, it is generally impractical to increase the quenching time above 5 minutes or reduce it to below 60 seconds.

   The results achieved are summarized in table 111.
EMI0007.0001
      The data listed in the table above show the influence of the drawing temperature and the amount of cross-sectional reduction on cold hardening, aging, remanent stresses, tensile strength, impact bending strength and the required tensile load for a material that has been drawn cold or at elevated temperature and after the steel had been austenitized and quenched to different temperatures, it was drawn at different elevated temperatures.

   The table shows that the values for certain properties, such as e.g. B. the strength properties, the hardness and the elasticity, measured by the elongation and the cross-sectional reduction, are generally higher in the steels treated according to the present invention. It can also be seen that the values, especially the strength values, increase as the drawing temperature rises to a peak value, which can fall between 93 and 482 ° C. Other properties, e.g. B.

    the tensile load and the warpage experience an improvement as the drawing temperature rises. The above-described relationships are observed both for a material that has been quenched to room temperature after drawing and for a material that has been air-cooled.



       According to a further variant of the present invention, the physical and mechanical properties can be improved and steels with new and different properties can be obtained if the steel is annealed during the heat treatment after austenitizing and quenching and before the cross-section reduction.



  The combination of the operations of austenitizing, rapid cooling of the steel from the austenitizing temperature to room temperature, e.g.

   B. by quenching in oil or water, annealing the austenitized steel and reducing the austenitisi; Red and tempered steel at a temperature of 93 to 649 C and preferably between 232 and 4541> C is a simple and powerful process that is suitable for cold finishing of steel in order to achieve a wide range of physical and mechanical properties,

      which were previously not encountered in steels with a corresponding chemical composition. The most important improvements that can be achieved by treating the steels in the manner described above include the higher elasticity and the higher impact resistance of the steels at the same strength level.



  The term austenitizing has the usual meaning already defined above. The austenitized steel can then be tempered by heating it to a temperature which is below half 649ºC and preferably between 93 and 649ºC.

   The tempering operation is preferably carried out in such a way that the austenitized and quenched steel is heated to a temperature in the range from 204 to 482.degree. The tempered steel can be cooled down to room temperature and then reheated to the temperature at which the cross-section reduction is to take place. The steel can also be cooled directly from the tempering temperature to the temperature intended for the reduction in cross-section.



  The embodiment of the invention in which the steel is subjected to a tempering operation will now be explained. It is also shown which influence on the one hand the tempering of the steel at different temperatures in the range from 93 to 593 C and on the other hand the drawing temperature on the properties developed in the steel when the austenitized, quenched and tempered steels are used for the purpose of reducing the cross-section through a mold (drawing die ) who passed the while the steel is at a temperature in the above range.



  <I> Working method </I> Raw, hot-rolled steel rods (1018 steel) that had not yet been processed were descaled and limed by pickling in sulfuric acid to prevent rust formation. Lime has the advantage of preventing the formation of firmly adhering scale in a normal furnace atmosphere at elevated temperatures.



  All hot-rolled, pickled and limed steel rods to be treated according to the present invention were heated to the austenitizing temperature (871 ° C.) in a high-performance electric furnace. The steels can, of course, also be turned heated in another way in order to bring them to the austenitizing temperature. For quenching, the steel rods heated to the austenitizing temperature were immersed in an oil bath. Of course, other known means can also be used for rapid cooling of the austenitized steel to room temperature.



  For tempering, the au, ste, nitized and quenched steels were reheated in appropriate heat treatment furnaces. The steels were heated to a tempering temperature of 93 to 593e C.



  The austenitized, quenched and tempered steel rods can also be cooled from the tempering temperature to the temperature at which the steel is to be passed through a mold in order to reduce the cross-section. The data given in Table IV are typical of those embodiments of the invention in which the tempered steel is cooled down to approximately room temperature and then, e.g.

   B. in a gas-fired furnace, is reheated from room temperature to temperatures at which the forming is to take place. The steel rods were lubricated with an appropriate drawing means before drawing.

        <I> Table IV </I> C-1018 steel; austenkized by heating to 871 C; quenched in oil; drawn for the purpose of reducing the cross section by 17.2 / o;

      air-cooled after drawing
EMI0009.0006
  
    Cross-section reduction <SEP> impact <SEP> hardness <SEP> DPZ
<tb> Drawing temperature <SEP> Tensile strength <SEP> Yield strength <SEP> Elongation <SEP> at <SEP> the <SEP> warpage <SEP> strength <SEP> on
<tb> C <SEP> kg / cm "<SEP> kg / cm = <SEP>% <SEP> tensile strength <SEP> factor <SEP> 21.10 <SEP> C <SEP> medium test <SEP> < B> m <SEP> kg </B> <SEP> radius
<tb> a) <SEP> Hot-rolled <SEP> * <SEP> <B> 4807 <SEP> 3296 </B> <SEP> 36.0 <SEP> 67.9 <SEP> +0.021 <SEP> 12, 03 <SEP> 151
<tb> a) <SEP> In the <SEP> deterred
<tb> Status <SEP> * <SEP> 11530 <SEP> <B> 7663 </B> <SEP> 11.5 <SEP> 22.6 <SEP> -0.400 <SEP> 2.35 <SEP> 371
<tb> a) <SEP> hot rolled,
<tb> quenched * <SEP> and
<tb> tempered <SEP> at <SEP> 204 <SEP> C <SEP> <B> 7716 <SEP> 5273 </B> <SEP> 19.5 <SEP> 55.6 <SEP> -0.240 <SEP > 5,

  94 <SEP> 285
<tb> 110 <SEP> <B> 9702 <SEP> 9667 </B> <SEP> 9.5 <SEP> 42.8 <SEP> +0.040 <SEP> 1.20 <SEP> 343
<tb> 204 <SEP> <B> 8648 <SEP> 8648 </B> <SEP> 14.5 <SEP> 62.0 <SEP> -0.110 <SEP> (6.54) ** <SEP> 296
<tb> 307 <SEP> <B> 10370 <SEP> 10370 </B> <SEP> 9.0 <SEP> 46.1 <SEP> +0.052 <SEP> 1.20 <SEP> 356
<tb> 482 <SEP> 6820 <SEP> 61 <B> 1 </B> 7 <SEP> 17.5 <SEP> 68.3 <SEP> +0.023 <SEP> (8.48) * @ \ < SEP> 226
<tb> Not <SEP> pulled; <SEP> not <SEP> according to the invention.
<tb> (**) <SEP> mean value <SEP> for <SEP> fibrous <SEP> break, <SEP> not <SEP> for <SEP> smooth <SEP> break.
<tb> a) <SEP> Comparative tests not <SEP> according to the invention <SEP>.

         Table IV clearly shows that the steels treated according to the present invention have a higher tensile strength, yield strength and hardness than corresponding austenitized, quenched and tempered steels which were drawn at room temperature for the purpose of reducing the cross section. In general, these improvements are achieved regardless of whether the drawn steel is air cooled or quenched after drawing.

   The steels that are subjected to a cross-section decrease at a higher temperature have a better ductility than the cold-drawn, austenitized, quenched and tempered steels, both after air cooling and after quenching, as can be seen from the values of elongation and cross-section reduction. The remanent stress, measured as the warpage factor, is also reduced, but most of all in highly tempered, quenched steels such as steel.

   B. i: m C-1018 steel. Both the air-cooled and the quenched steels that were tempered after austenitizing have higher notched bar impact strengths according to Izod.



  Another variant of the combination of heat treatment and cross-sectional reduction leads to further new steel products. This variant consists in subjecting hot-rolled steel to a hot bath hardening in order to bring about a phase change and the hot-bath hardened steel being passed through a mold to reduce the cross-section,

      while the steel is at a temperature of 93 to 649 C and preferably between 232 and 649 C. By combining these process steps, i.e. hot bath hardening and cross-sectional reduction, steel products are obtained that have higher strengths and greater hardness than steels of the corresponding chemical composition, which at a correspondingly increased temperature have the same cross-sectional reduction,

      however, were not previously subjected to hot bath hardening, and as steels that were subjected to hot bath hardening but were cold-stretched.

   The design variant described above can be modified by first subjecting the steel to a hot bath hardening and then to a tempering operation. The steel can then be drawn at elevated temperatures.



  The term hot bath hardening is used to describe a heat treatment process in which the steel is heated to a temperature above 816 C or to an austenitizing temperature in order to change the phase and then quenched in a medium which is in the upper part of the temperature range martensite formation (Ms)

       or the temperature is kept slightly above this range, the steel remaining in the medium mentioned until the steel has a practically uniform temperature over its entire extent. The steel is then allowed to cool and the temperature range for martensite formation is passed through.



  In the following, the practical implementation of the method variant described above when using 4140 steel is described, for example.



  Hot-rolled steel rods were descaled in their raw state by pickling in sulfuric acid and limed to prevent rust formation. It should be noted that the preparation of the steel for drawing can also be done in other ways.

   The pickled and limed steel rods were then heated in an appropriate heat treatment furnace for about 45 minutes at a temperature of 843 C. The duration of the heating can be extended over 5 minutes and up to 60 minutes or more. The austenitized steel was then placed in a medium maintained at a temperature of about 318 ° C., e.g. B. in a salt bath, quenched.

   This bath temperature is slightly below the M, period. The time-temperature relationship can be estimated or calculated on the basis of the tables and data available in this field. In practice, it is customary to examine samples first to determine when the transformation has ended, as the individual steel grades differ in terms of their components and other factors.



  The hot-bath hardened steel is then reheated to the temperature at which the cross-section reduction is to take place. Before the hot-bath hardened steel is passed through a mold, the steel surface is provided with an appropriate lubricant for forming.

   The data given in Table V are based on tests in which basic bars 1.75 cm in diameter made of 4140 steel were subjected to a 19.9 11 / o cross-section reduction by drawing at elevated temperature.



  The advantages of quenching over air cooling after drawing are apparently mainly based on the fact that the remanent stresses are reduced, especially if a temperature in the upper range, preferably above 371 C, is used during hot drawing. As a result, it is superfluous to state the data that correspond to hot-bath hardening, forming and quenching of the drawn steel. It is easy to see that quenching the steel in oil or water after hot drawing can also improve other similar properties in addition to reducing residual stresses.



  In Table V, the values are compared with the steels treated according to the invention, with hot-rolled steel in the raw state, with hot-rolled steel which has been subjected to the same cross-section reduction by cold drawing, and hot-rolled steel which is drawn down at an elevated temperature, but before drawing was not subjected to any heat treatment by hot bath hardening.

      <I> Table V </I> 4140 steel; cured in a hot bath at 843 C and quenched at 318 C for 180 seconds; pulled down for the purpose of 19.9% reduction in cross section; air-cooled after drawing
EMI0010.0045
  
    Cross-section reduction <SEP> hardness:

   <SEP> DPZ
<tb> drawing temperature <SEP> tensile <SEP> tensile strength <SEP> yield point <SEP> elongation <SEP> at <SEP> the <SEP> on <SEP> the <SEP> on
<tb> e <SEP> C <SEP> kg <SEP> kg / cm = <SEP> kg / cm = <SEP>% <SEP> tensile strength- <SEP> upper- <SEP> middle- <SEP> in < SEP> the
<tb> test <SEP> area <SEP> radius <SEP> center
<tb> <I> 0i </I>
<tb> io
<tb> a) <SEP> hot rolled <SEP> - <SEP> 9843 <SEP> 7435 <SEP> 15.0 <SEP> 42.8 <SEP> 310 <SEP> 307 <SEP> 301
<tb> a) <SEP> Cold drawn <SEP> 8310 <SEP> 11249 <SEP> 10757 <SEP> 9.0 <SEP> 48.9 <SEP> 324 <SEP> 330 <SEP> 324
<tb> a) <SEP> Hot drawn <SEP> * <SEP> <B> 6881 <SEP> 13710 </B> <SEP> 13446 <SEP> 10.0 <SEP> 36.7 <SEP> 389 <SEP > 402 <SEP> 402
<tb> a) <SEP> In the <SEP> deterred
<tb> State ** <SEP> - <SEP> 20530 <SEP> 17296 <SEP> 12.9 <SEP> 44.1 <SEP> 600 <SEP> 429 <SEP> 468
<tb> a)

   <SEP> hot bath hardened <SEP> - <SEP> 15046 <SEP> 9105 <SEP> 6.4 <SEP> 14.5 <SEP> 458 <SEP> 479 <SEP> 479
<tb> 393 <SEP> 7790 <SEP> 13112 <SEP> 13077 <SEP> 12.9 <SEP> 52.1 <SEP> 425 <SEP> 388 <SEP> 352
<tb> 538 <SEP> 5713 <SEP> 10265 <SEP> 9281 <SEP> 21.4 <SEP> 59.5 <SEP> 336 <SEP> 301 <SEP> 298
<tb> Values <SEP> at the <SEP> vertex <SEP> of the <SEP> hot stretch curve.
<tb> In the <SEP> usual <SEP> manner <SEP> in <SEP> oil <SEP> cooled to <SEP> room temperature <SEP>.
<tb> a) <SEP> Comparison values not <SEP> according to the invention <SEP>.

         The procedure described above can be modified by subjecting the steel to a tempering operation between the hot bath hardening and the pulling down at an elevated temperature. From Table V it can be seen that the steels treated according to the invention have higher strengths and greater hardness than the steels that have only been formed and the cold-drawn steels,

   with or without prior hot bath hardening. Up until now, the stage of heat treatment prior to forming has included the stage of austenitizing the steel. It has been found that other new and improved physical and mechanical properties can be achieved if the heat treatment is carried out in such a way that the steel is normalized for the purpose of phase change before it is reshaped to reduce the area,

           while the steel is at a temperature in the range from 93 to 649 ° C and preferably at a temperature in the range from 121 to 510 ° C.

    The combination of work steps, which includes normalizing before forming, overcomes the unpleasant differences in the properties of hot-rolled steels and enables the production of cold-finished bars, rods, etc., which have greater uniformity in the properties between the individual batches of Own staff to staff. Another significant improvement is the production of steels that have improved ductility while maintaining the high strength of the steel.

   It has also been found that hot-drawn bars are significantly improved in terms of their machinability after they have been processed to produce a normalized structure.



  The term normalization is understood to mean the heat treatment of the steel, whereby it is heated to a temperature above the upper transformation point As of the steel composition, whereupon the steel is cooled to the temperature at which it is deformed, or further down to Room temperature is cooled, whereupon it is heated again to the temperature for forming.

   The upper transition point A3 for the steel composition usually and generally falls in the temperature range of 704 to 816 C.



  The invention will be described later on a representative steel 1018, which has been previously defined.



  All hot-rolled, etched and limed bars were heated to normalization temperature in a high-performance electric furnace. Of course, other means of heating the rod to normalization temperature can also be used. The normalized rods were cooled to room temperature and then heated to the temperature required for passage through a form for reducing cross-section.



  It is not necessary to cool the steel from the normalization temperature to room temperature and then to heat the normalized steel again to the temperature required for forming. Instead, the steel can either be on;

  the temperature required to reduce the cross-section or be cooled below the drawing temperature, in the latter case again scratching to the deformation temperature e 1, producing a steel which has a normalized structure after drawing. The results obtained were obtained by drawing steel bars through a die.

   The normalized bars were reheated for drawing in: a gas heated oven and a lubricant added to the metal surface prior to drawing. To normalize, the steel 1018 was heated to 899 ° C.



  The results in the following table show the properties obtained by forming the drawn steels without prior normalization and after normalization. The results show the mechanical and physical properties of hot-rolled steels, of steels drawn at room temperature, the.

   of the same steels that were drawn at elevated temperature and that of bars that were drawn before cold drawing or steels that were drawn at elevated temperature. The latter values show the improved effect of the method according to the invention. The degree of reduction was kept as constant as possible, and the reduction at elevated temperature was carried out at various temperatures in the range from 93 to 649.degree.

      <I> Table </I> V1 steel C-1018 drawn with 17.211 / o cross cut reduction; cooled to room temperature after drawing with air
EMI0011.0097
  
    Cross-section reduction <SEP> Izod <SEP> hardness <SEP> DPZ
<tb> tensile <SEP> stretch- <SEP> notch impact method <SEP> strength <SEP> limit <SEP> elongation <SEP> at <SEP> the <SEP> warpage factor- <SEP> strength
<tb> / o <SEP> tensile strength <SEP> range
<tb> kg / cm @ <SEP> kg / cm2 <SEP> 21.1 <SEP> C <SEP> medium test <SEP> m <SEP> kg <SEP> radius
<tb> Hot-rolled <SEP> * <SEP> <B> 4807 <SEP> 3296 </B> <SEP> 36.0 <SEP> 67.9 <SEP> +0.021 <SEP> 39.46 <SEP> 151
<tb> Cold drawn <SEP> * <SEP> 7242 <SEP> 7242 <SEP> 13.0 <SEP> 52.1 <SEP> <B> -0.003 </B> <SEP> 10,

  43 <SEP> 223
<tb> Hot drawn <SEP> * <SEP> 8173 <SEP> a) <SEP> 8173 <SEP> a) <SEP> 27.5 <SEP> b) <SEP> 58.6b) <SEP> -0.001 < SEP> to -0.184 <SEP> 5.31 <SEP> c) <SEP> 266
<tb> Normalized <SEP> hot-rolled <SEP> * <SEP> 4851 <SEP> <B> 3586 </B> <SEP> 34.0 <SEP> 68.6 <SEP> +0.021 <SEP> (37, 78) <SEP> 164
<tb> Normalized <SEP> cold drawn <SEP> * <SEP> <B> 7382 <SEP> 7382 </B> <SEP> 13.0 <SEP> 52.1 <SEP> +0.034 <SEP> 4.22 <SEP> 213
<tb> Normalized <SEP> hot drawn <SEP> 8 <SEP> 613 <SEP> d) <SEP> 8 <SEP> 613 <SEP> d) <SEP> 27.0 <SEP> e) <SEP> 59, 2 <SEP> e) <SEP> -0.006 <SEP> to <SEP> -0.218 <SEP> 8.30 <SEP> 271
<tb> The <SEP> number <SEP> in <SEP> brackets <SEP> shows <SEP> the <SEP> average value <SEP> for <SEP> fibrous <SEP> fraction, <SEP> not <SEP> for < SEP> smooth <SEP> break.
<tb> * <SEP> Non-<SEP> <SEP> according to the invention comparative tests.
<tb> a)

   <SEP> pulled <SEP> at <SEP> 285 <SEP> C <SEP> b) <SEP> pulled <SEP> at <SEP> 5380 <SEP> C <SEP> c) <SEP> pulled <SEP> at <SEP> 2320 <SEP> C <SEP> d) <SEP> pulled <SEP> at <SEP> 260c, <SEP> C
<tb> e) <SEP> pulled <SEP> at <SEP> 4900 <SEP> C. The previous results clearly show the improvement, e.g. B. in the tensile strengths and in the yield strengths, which are available through the combination of process steps and which make use of a normalization step before the steel passes through a mold for the purpose of reshaping.

   The improvements are visible when compared with equivalent reductions in area of the same steels at room temperature after the equivalent normalization stage or when compared with passing the same steels through a mold to achieve a reduction in cross-sectional area at an equivalent higher temperature, but without normalizing the steel beforehand .



  One of the most notably improved properties of steel, which is not reflected in the table, concerns the machinability properties of the steel achieved through the combination of normalizing and cross-section reduction.

   Normalization and drawing in the specified temperature range significantly improve the machinability of the steel in comparison with steels drawn at the same elevated temperature without prior normalization of the steel. It is also evident that the strength is retained, while improvements in the ductility of the normalized steels drawn in the specified temperature range are ensured in comparison with the values obtainable by stretching at elevated temperature alone.

   One property that is not visible on the surface is the remarkable improvement, which consists in the consistency of the properties between the individual batches from rod to rod.



  In general, tensile and residual stress decrease, while the Izod impact strength increases depending on the temperature of the steel during the reduction process.

   From the standpoint of strength values, such as tensile strength, yield strength and similar properties, the best improvements were found in all steels treated according to the invention when the reduction in area is carried out while the steel is at a temperature of 204 to 399 C is.

   In order to obtain as many improvements as possible in the properties, use will be made of a temperature in the range from 121 to 510 C for a steel that has been reduced during the forming process.



  The heat treatment to temper the steel prior to forming to change the phase, it produces a steel with even more different physical and mechanical properties.

   It has been found that the combination, which includes tempering the steel prior to the passage of the steel through a mold in order to reduce the cross-sectional area, is possible not only to improve the uniformity of the properties and the physical and mechanical properties of the steel, but also to continue to vary the steel. In some circumstances the steel can vary in its physical and mechanical properties, e.g.

   B. in ductility, residual stress, in the load that is necessary for propelling the steel through a mold, and in such strength properties as tensile strength, flexural strength, impact resistance and similar properties are improved.

   The machinability of the steels and such properties as tensile strength, yield strength, proportional limit, impact strength and hardness are most favorably influenced if the steel is passed through a mold in the process stage of the cross-section reduction in order to achieve a reduction in the cross-sectional area while it is on a temperature in the range of 232 to 454 C.

   But even in this specific temperature range it was found that tensile strength, yield point and proportionality limit reach their maximum values if the deformation is carried out at a temperature of the steel in the range of 232 to 316 C.

   More notable improvements in the plastic properties of the steel, such as elongation, cross-section reduction in the tensile strength test and impact strength, are particularly favorable if the cross-section reduction is carried out at a temperature of the steel in the range from 316 to 454 ° C.



  In addition to improving the physical and mechanical properties of the steel, forming also enables the stresses developed in the steel products to be influenced. If z. B. steel is passed through a mold to bring about a reduction in cross-section, while the steel is at a temperature above 343 C and preferably above 454 C, but below 649 C, the size of the residual stresses developed in the steel can be essential can be reduced and the type of residual stresses influenced to produce steel

   which have significantly improved warpage characteristics and a much more favorable distribution of the stresses over the cross-section of the steel.



  The considerable reduction in the distortion factor that is achieved when the steel is formed enables the production of steel products that have improved physical and mechanical properties and whose remanent stresses have values that are just as small or less than those values that were previously determined conventional methods by heat treatments or stress-relieving operations after pulling down or similar cross-section reduction processes. So it is e.g.

   B. according to the present inven tion possible to produce steel products whose surface parts have compressive stresses instead of tensile stresses when the steel is passed through a mold for the purpose of reducing the cross section while the steel is at a temperature above 427 C but below 649 C is, and if the steel is cooled rapidly to room temperature practically immediately after the cross-sectional reduction, for example by quenching in water or oil.

   The development of high compressive stresses in the surface parts of the steel is desirable in order to increase the twisting strength of the steel at a given strength level and to avoid rejects, e.g. B. as a result of cracking, to vermin countries in the manufacture of components from the steels produced.



  If the steel is subjected to a tempering operation before forming, further and important characteristics are developed in the steel. An important improvement, which cannot be shown by comparing the properties of the steels, is that the steel bars have much more uniform properties from batch to batch than hot-rolled steels, whose properties are subject to strong fluctuations from batch to batch.

   The combination of the treatment operations described above has the further important advantage over mere cold drawing or hot drawing without prior tempering that the steel with the tempering structure has a significantly increased ductility and significantly improved machinability properties. These improvements are possible if the high strengths developed by the forming are maintained at the same time.



  The term tempering, which has the usual meaning, denotes a heat treatment process in which the steel is heated to the tempering temperature corresponding to the steel composition for the purpose of phase change and the tempered steel is slowly cooled to room temperature.

   When carrying out the method according to the invention, the steel can be cooled from the tempering temperature to the temperature at which the steel is to be reshaped for the purpose of reducing the cross section. According to another variant, the steel can be cooled down from the tempering temperature to a temperature below that

   in which the steel is to be passed through a drawing die in the forming process. In this case, the tempered steel is reheated to the temperature at which the steel is formed, e.g. B. is to be passed through a die.

   In any case, the product obtained has an outlet structure. The steel can also be subjected to a recrystallization annealing before forming, in which the steel is heated to just below its critical temperature, or the steel can be subjected to a full tempering treatment, in which the steel is heated above its critical temperature and then is slowly cooled.



  In the following, the implementation of the inventive method according to the variant described above is explained, for example. In addition to iron, the main components of the 1144 steel used include the following elements:
EMI0013.0052
  
    Carbon <SEP> 0.45
<tb> Manganese <SEP> 1.51
<tb> Phosphorus <SEP> 0.018
<tb> sulfur <SEP> 0.28
<tb> Silicium <SEP> 0.22 <I> Mode of operation </I> Hot-rolled steel bars in their raw state are descaled by pickling in sulfuric acid and limed to prevent rust formation.



  The hot-rolled, pickled and limed steel rods treated in this way were placed in an appropriate heat treatment furnace, e.g. B. in an elec tric high-performance furnace, heated for the purpose of phase change to tempering temperature. The 114 steel was tempered at a temperature of 788C.

   The tempering was carried out according to the methods customary in the field of steel production. The tempered steel was then slowly cooled to room temperature as already described. The tempered steel material was in an appropriate furnace, e.g. B. in a gas-fired oven, reheated to an elevated temperature for pulling down. The steel bars were lubricated before pulling. The steel was passed through an ordinary drawing die.



  From Table VII the influence of the temperature is at. which the steels are passed through a drawing die after they have been completely tempered for the purpose of reducing the cross-section, on the physical data of the various steels visible.

   The temperatures, on the basis of which the data listed in the table were obtained, are examples of the working method in which the tempered steel is drawn using a drawing die to reduce the cross-section, while the steel is at a temperature of 93 to 649 C, and preferably between 204 and 482 ° C. <I> Table V11 </I> C-1144 steel; when tempered, pulled down to a cross-section reduced by 21.6%;

    air-cooled after drawing
EMI0014.0002
  
    Cross-section impact reduction <SEP> hardness <SEP> DPZ
<tb> drawing temperature <SEP> tensile <SEP> stretching <SEP> elongation <SEP> at <SEP> the <SEP> warpage <SEP> flexural strength <SEP> at
<tb> o <SEP> C <SEP> strength <SEP> <I> limit </I> <SEP> o <SEP> g <SEP> tensile strength <SEP> factor <SEP> according to <SEP> Izod <SEP > Mean kg / cm2 <SEP> kg / cm2 <SEP> @ <SEP> test <SEP> 21.1C <SEP> radius
<tb> 0 <SEP> m <SEP> kg
<tb> a) <SEP> hot rolled <SEP> 7593 <SEP> 4957 <SEP> 23.0 <SEP> 46.1 <SEP> +0.004 <SEP> 4.52 <SEP> 220
<tb> a) <SEP> Tempered **
<tb> Hot-rolled <SEP> <B> 6082 <SEP> 3867 </B> <SEP> 28.0 <SEP> 40.6 <SEP> +0.052 <SEP> (6.59) <SEP> 167
<tb> 93 <SEP> <B> 7910 <SEP> 6855 </B> <SEP> 10.0 <SEP> 36.2 <SEP> +0.749 <SEP> 1.56 <SEP> 245
<tb> 154 <SEP> 7962 <SEP> 7242 <SEP> 9.5 <SEP> 29.3 <SEP> +0.692 <SEP> 0,

  55 <SEP> 253
<tb> 227 <SEP> <B> 8015 <SEP> 7312 </B> <SEP> 9.0 <SEP> 31.7 <SEP> +0.599 <SEP> 0.32 <SEP> 241
<tb> 246 <SEP> 8367 <SEP> 7769 <SEP> 9.0 <SEP> 34.8 <SEP> +0.574 <SEP> 0.59 <SEP> 258
<tb> 304 <SEP> <B> 8929 <SEP> 8648 </B> <SEP> 7.0 <SEP> 29.3 <SEP> +0.624 <SEP> 0.24 <SEP> 271
<tb> 343 <SEP> 9105 <SEP> <B> 8859 </B> <SEP> 7.0 <SEP> 28.4 <SEP> +0.610 <SEP> 0.46 <SEP> 276
<tb> 410 <SEP> 8437 <SEP> 7874 <SEP> 12.5 <SEP> 38.0 <SEP> +0.490 <SEP> 0.14 <SEP> 258
<tb> 460 <SEP> 7576 <SEP> 6749 <SEP> 14.5 <SEP> 40.6 <SEP> +0.277 <SEP> 0.28 <SEP> 245
<tb> 532 <SEP> 7171 <SEP> 6011 <SEP> 19.5 <SEP> 44.4 <SEP> +0.057 <SEP> 0.83 <SEP> 220
<tb> '\ <SEP> Not <SEP> pulled down, <SEP> in raw <SEP> state.
<tb> \ y <SEP> Not <SEP> pulled.
<tb> The <SEP> bracketed <SEP> number <SEP> is <SEP> a <SEP> mean value <SEP> for <SEP> fibrous <SEP> fraction,

   <SEP> not <SEP> smooth <SEP> break.
<tb> a) <SEP> Comparative tests not <SEP> according to the invention <SEP>. Table VII shows that the combination of the tempering and forming operations has the effect that the strength properties achieved by the reduction in cross-section are maintained, while at the same time the ductility of the steels is improved. In addition, compared to steels that have been formed without prior tempering,

   a better machinability he aims. The steel rods also have more uniform properties from batch to batch than hot-rolled steels that have been cold-drawn, and even than hot-rolled steels that have been drawn down at elevated temperatures.



  The steels to be treated can be round bars, flat bars, tubes, wires, solid bars, etc.



  In the method according to the invention, the temperature of the steel during reduction, the chemical composition of the steel and the extent of the cross-section reduction of the steel carried out influence the combination of properties that can be developed in the steel end product.

   With a suitable choice of temperature, chemical composition and cross-sectional reduction, it is possible to produce steels that have very different physical and mechanical properties, and optionally to produce steel products that have desirable, low residual stresses.

   In this way, new and improved steels can be produced which have new, different possible uses and which have combinations of properties which are very different from the steels treated according to the processes found earlier. Steels can also be produced whose properties differ from those of steels treated by means of previously known processes.

Claims (1)

PATENTANSPRUCH I Verfahren zur Behandlung von Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass man den Stahl einer Wärme- behandlung unterwirft, um eine Phasenänderung her beizuführen, und dann den Stahl durch eine Form hindurchführt, um eine Querschnittsverminderung zu bewirken, während sich der Stahl auf einer Tem- peratur im Bereich von 93 bis 649 C befindet. UNTERANSPRÜCHE 1. A method for treating steel, characterized in that the steel is subjected to a heat treatment in order to bring about a phase change, and then the steel is passed through a mold in order to effect a reduction in cross section while the steel is at a temperature. temperature is in the range of 93 to 649 C. SUBCLAIMS 1. Verfahren nach Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass man einen solchen Stahl be handelt, der beim Hindurchführen durch die Form verfestigt wird und durch Ausscheidung härtet. 2. Verfahren nach Patentanspruch I und Unter anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass man einen heissgewalzten Stahl mit einer perlitischen Struktur in einer Grundmasse von Ferrit behandelt. 3. Method according to claim 1, characterized in that one treats such a steel which is solidified when passing through the mold and hardens by precipitation. 2. The method according to claim I and sub-claim 1, characterized in that a hot-rolled steel with a pearlitic structure is treated in a base mass of ferrite. 3. Verfahren nach Patentanspruch I und Unter ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl zwecks Erzielung der Querschnittsvermin- derung in einem Ziehprozess durch eine Ziehmatrize hindurchgeführt wird. 4. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl zwecks Erzielung der Querschnitts verminderun.g in einem Strangpressprozess durch eine Pressmatrize hindurchgeführt wird. 5. Method according to patent claim 1 and dependent claims 1 and 2, characterized in that the steel is passed through a drawing die in a drawing process in order to achieve the cross-sectional reduction. 4. The method according to claim 1 and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the steel is passed through a die in an extrusion process in order to achieve the cross-section reduction. 5. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Querschnittsverminderung durchgeführt wird, während sich der Stahl auf einer Temperatur von 232-482 C befindet. 6. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, dass man den Stahl einer Zwischenstufenvergütung unterwirft, um die Phasenänderung herbeizuführen. Method according to claim 1 and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the cross-section reduction is carried out while the steel is at a temperature of 232-482 ° C. 6. The method according to claim I and the subclaims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in subjecting the steel to an intermediate tempering in order to bring about the phase change. 7. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, den Stahl auf Austenitisierungstemperatur zu erhitzen und dann abzuschrecken, um die Phasenänderung herbeizu- führen. B. 7. The method according to claim I and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in heating the steel to austenitizing temperature and then quenching it in order to bring about the phase change. B. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, den Stahl in einem ununterbrochenen Vorgang auf Austeniti- sierungstemperatur zu erhitzen und auf eine Tempe ratur von 93 bis 649 C abzuschrecken, worauf der Stahl zwecks Querschnittsverminderung durch eine Form hindurchgeführt wird. Method according to claim 1 and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in heating the steel in a continuous process to austenitization temperature and quenching it to a temperature of 93 to 649 C, whereupon the steel for the purpose of cross-section reduction by a shape is passed through. 9. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, den Stahl auf Austenitisierungstemperatur zu erhitzen und den austenitisserten Stahl zwecks rascher Abkühlung abzuschrecken, um die Phasenänderung herbeizu führen, und dann den Stahl durch Erhitzen auf eine Temperatur unter 649 C anzulassen. 10. 9. The method according to claim I and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in heating the steel to austenitizing temperature and quenching the austenitizing steel for the purpose of rapid cooling in order to bring about the phase change, and then heating the steel up to keep a temperature below 649 C. 10. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, den Stahl einer Warmbadhärtung zu unterwerfen. 11. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, den Stahl einer Warmbadhärtung zu unterwerfen und den warmbadgehärte:ten Stahl erneut auf eine Temperatur von 93 bis 649 C zu erhitzen. 12. Method according to patent claim 1 and dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in subjecting the steel to hot bath hardening. 11. The method according to claim I and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in subjecting the steel to a hot bath hardening and reheating the hot bath hardened steel to a temperature of 93 to 649 C. 12. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin besteht, dem Stahl vor der Querschnittsverminderung bei erhöhter Tem peratur zu normalisieren, um die Phasenänderung herbeizuführen. 13. A method according to claim 1 and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment consists in normalizing the steel before the cross-section reduction at an elevated temperature in order to bring about the phase change. 13th Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung darin. besteht, den Stahl vor der Querschnittsverminderung bei erhöhter Tem peratur anzulassen, um die Phasenänderung herbei- zuführen. 14. Verfahren nach Patentanspruch I und den Unteransprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach erfolgter Wärmebehandlung wieder erhitzt wird, um : The method according to claim I and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the heat treatment therein. consists in tempering the steel at a higher temperature before reducing the cross-section in order to bring about the phase change. 14. The method according to claim I and the dependent claims 1 and 2, characterized in that the steel is heated again after the heat treatment in order to: den wärmebehandelten Stahl auf die Temperatur zu bringen, bei welcher ,die Querschnittsverminderung erfolgt. PATENTANSPRUCH II Nach dem Verfahren gemäss Patentanspruch 1 behandelter Stahl. Bring the heat-treated steel to the temperature at which the cross-section reduction takes place. PATENT CLAIM II Steel treated according to the method according to claim 1.
CH5181657A 1956-10-22 1957-10-21 Method of treating steel CH376136A (en)

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US61726556A 1956-10-22 1956-10-22
US61723456A 1956-10-22 1956-10-22
US617270A US3001897A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Steels and method of processing same
US617266A US2924544A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Metallurgical process for cold-finishing steel
US617271A US2881108A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Annealed, cold-finished steels
US617269A US3088855A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Metallurgical process and steels manufactured by same
US617264A US2924543A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Cold-finished steels and method for manufacturing same
US617268A US2881107A (en) 1956-10-22 1956-10-22 Austempered, cold-finished steels

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CH376136A true CH376136A (en) 1964-03-31

Family

ID=27575494

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CH5181657A CH376136A (en) 1956-10-22 1957-10-21 Method of treating steel

Country Status (1)

Country Link
CH (1) CH376136A (en)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60019141T2 (en) A method of making precipitation hardened martensitic stainless steel products using the method
DE2716791C2 (en) Process for producing unalloyed steel workpieces with increased strength and toughness
DE3238718A1 (en) METHOD FOR PRODUCING A TWO-PHASE ROLLED STEEL PRODUCT AND PRODUCTS PRODUCED HEREFULLY
DE60011666T2 (en) METHOD FOR PRODUCING ULTRA-FINE GRAIN STRUCTURE FOR UNITED OR LOW-ALLOYED STEELS
EP0260717B1 (en) Process for manufacturing rolled steel products
DE102007022487B3 (en) Manufacturing forged steel screws with excellent tensile strength and high ultimate extension, employs specified sequence of heat treatments and deformation
DE3730379C2 (en)
DE1433810B2 (en) Process for improving the tensile strength and the yield strength of steel bars
DE2739264A1 (en) PROCESS FOR MANUFACTURING PIPES FROM HIGH STRENGTH STEEL
DE2324750A1 (en) MANUFACTURE OF HARDENED STEEL
DE3136722C2 (en) Process for the production of valves for internal combustion engines
CH376136A (en) Method of treating steel
DE3507124A1 (en) Oil-drilling pipe welded by electric resistance welding, and method for the manufacture thereof
EP0067374B1 (en) Method for the thermo-mechanical treatment of hot rolled steel
DE1458464C3 (en) Application of a heat treatment and stretch aging process to a steel
DE2225517B2 (en) METHOD FOR MANUFACTURING A BEARING ELEMENT
DE2348152A1 (en) PROCESS FOR MANUFACTURING STEEL HOLLOW BODY WITH POLYGONAL CROSS SECTION
AT396073B (en) Method for hot rolling and heat-treating bar stock
DE689192C (en) Procedure to shorten the tempering process
DE2451182C3 (en) Process for the heat treatment of chromed steel
DD202455A5 (en) PROCESS FOR PRODUCING ALUMINUM ROLL WIRE
DE1904162C3 (en) Procedure for adjusting a structure made of ferrite
AT231490B (en) Process and device for increasing the toughness of rolled and forged steel
DE2317628A1 (en) SUB-EUTECTOID STEEL AND THE METHOD FOR MANUFACTURING IT
DE1179970B (en) Process for the heat treatment and deformation of steel