CH637162A5 - Verfahren zur festigkeitsverguetung von kohlenstoffstahl und niedrig legiertem stahl. - Google Patents

Description

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Festigkeitsvergütung von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl. Speziell betrifft dieses Verfahren die Vergütung von Stahlwerkstücken und die Werkstücke selbst. Die erfindungsge-mäss hergestellten Stahlstücke zeichnen sich aus durch eine Kombination von hohen Festigkeitswerten mit hoher Zähigkeit und guter maschineller Bearbeitbarkeit des Materials.

Bis anhin waren hauptsächlich zwei Verfahren bekannt, um hochfeste Stahlstücke herzustellen. In einem der Verfahren wird der Stahl vorerst maschinell oder sonstwie auf die gewünschte Form verarbeitet und anschliessend wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung kann die Schritte Ausdeniti-sierung, Abschreckung und Tempern umfassen, um so im Stück die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten. Im zweiten Verfahren wird ein vorvergütetes Stahlstück maschinell oder sonstwie auf die gewünschte Form gebracht, ohne dass nachher eine nochmalige Wärmebehandlung nötig ist.

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Die oben genannte, zweite Methode wird normalerweise an vorverfestigten, kaltverformten Stahlprofilen und -halb-zeugen mit perlitischen und ferritischen Gefügestrukturen angewendet. Beispiele für Verfahren, in denen günstige Kombinationen von hoher Festigkeit und guter maschineller Bearbeitbarkeit an Stählen, wie sie oben genannt worden sind, sind in den US-Patenten Nrn. 3 908 431, 3 001 897, 2 998 336,2 881 108,2 767 835,2 767 836,2 767 837 und 2 767 838.

Die in den genannten Patentschriften beschriebenen Verfahren haben eine wesentliche Verbesserung des Standes der Technik erbracht. Es ist nachgewiesen worden, dass die genannten Verfahren zu einer Verminderung der totalen, benötigten Energie für die Herstellung von Maschinenelementen geführt haben.

Bei allen den oben beschriebenen Verfahren ist es wichtig, die Perlit-Ferrit-Gefügemischung während der ganzen Bearbeitung der Stahlhalbzeuge zu erhalten. Nur so kann die gute maschinelle Bearbeitbarkeit des Materials beibehalten werden. Ohne diese Perlit-Ferrit-Mikrostruktur wird die vorteilhafte Kombination von hoher Festigkeit und guter maschineller Bearbeitbarkeit verloren. Die Herstellung von Maschinenelementen aus nur vorverfestigten Materialien ohne gute maschinelle Bearbeitbarkeit bringt keine wirtschaftlichen Vorteile.

Eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit im Material kann durch das Zusetzen von entsprechenden Substanzen erhöht werden. Diese Substanzen umfassen Schwefel, Blei, Tellur, Selen und Wismut. Bis jetzt war es also möglich, sowohl hohe Festigkeiten und gute maschinelle Bearbeitbarkeit, dies durch eine Kombination von speziell bearbeiteten Stählen mit Perlit-Ferrit-Mikrostrukturen und mit Zugabe von die maschinelle Bearbeitbarkeit erhöhenden Substanzen, zu erhalten. Dabei wurde oft einiges an Zähigkeit des Stahles geopfert. Die Zähigkeit ist aber jene Eigenschaft, welche es dem Stahl erlaubt, bei katastrophalem Ausbreiten von Rissen wegen hohen Belastungen nicht zu brechen.

Wenn nun zudem hohe Zähigkeit des Stahls verlangt wird, kann diese mittels einer Wärmebehandlung des Stahlstückes zur Erreichung einer bainitischen oder martensiti-schen Mikrostruktur erhalten werden. Die genannten Mikrostrukturen führen jedoch, auch wenn der Stahl die maschinelle Bearbeitbarkeit erhöhende Zusätze enthält, zu schlechterer maschineller Bearbeitbarkeit als bei Stählen, die eine ferritisch-perlitische Mikrostruktur aufweisen. Zum Erweitern der Anwendungsmöglichkeiten von vorverfestigten Stählen für die Herstellung von Maschinenelementen ist es daher wünschbar und nötig, die Zähigkeit des Stahls bei gegebener Festigkeit zu erhöhen, ohne dass dadurch die maschinelle Bearbeitbarkeit beeinträchtigt wird.

Es ist daher ein Ziel dieser Erfindung, ein Verfahren zur Vergütung von Stahl zu schaffen, das ein Produkt liefert, welches hohe Festigkeiten und Zähigkeiten mit einer unerwartet guten maschinellen Bearbeitbarkeit kombiniert.

Es ist weiter ein spezielleres Ziel dieser Erfindung, ein Verfahren zur Festigkeitsvergütung von Stahl und den entsprechenden Stahl zu schaffen, welcher hohe Werte für Festigkeit, Zähigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit aufweist, wobei die Festigkeitswerte, die mit dem erfindungsgemässen Verfahren an Kohlenstoffstahl oder niedrig legiertem Stahl erhalten werden, grösser sind als diejenige des gleichen Stahls mit einer Perlit-Ferrit-Mikrostruktur.

Das erfindungsgemässe Verfahren zur Festigkeitsvergütung von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl ist im vorangehenden Patentanspruch 1 charakterisiert.

Zur Illustration, keineswegs jedoch zur Begrenzung, wird eine Ausführungsform der Erfindung in den beiliegenden Zeichnungen dargestellt. Es zeigen:

Fig. 1 eine Mikrophotographie einer Ferrit-Perlit-Mikro-struktur von heissgewalztem Grade-1144-Stahl nach AISI/ SAE,

Fig. 2 einen Ausschnitt aus dem Eisen-Kohlenstoffzu-standsdiagramm,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Aufheiztemperatur gegen die Zeit,

Fig. 4 ein schematisches Diagramm für vier alternative Ausführungsformen des erfindungsgemässen Verfahrens,

Fig. 5 einige für die Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens nötige Vorrichtungen,

Fig. 6 einen Längsschnitt entlang der Linie 5-5 aus Fig. 5, Fig. 7 eine graphische Darstellung von Schnitteilchen-grösse gegen Anzahl Schnitteile in einer Prüfung der maschinellen Bearbeitbarkeit des Materials,

Fig. 8 eine Mikrophotographie der ferritisch-bainitischen Mikrostruktur des Grade-1144-Stahls, welcher gemäss dem erfindungsgemässen Verfahren festigkeitsvergütet worden ist, und

Fig. 9 schliesslich ein ZTU-Schaubild für Stähle mit tiefen und hohen Kohlenstoffgehalten, welches die Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens darstellt.

Das Wesentliche des erfindungsgemässen Verfahrens liegt in der Entdeckung, dass bei Kohlenstoffstählen und niedrig legierten Stählen hohe Festigkeiten unter Beibehaltung von sowohl hohen Zähigkeitswerten wie auch guter maschineller Bearbeitbarkeit erreicht werden können, wenn das Stahlstück schnell und unter sorgfältig kontrollierten Bedingungen über seine kritische Temperatur erhitzt wird, so dass sich eine Phasenmischung aus Ferrit und Austenit bildet. Anschliessend wird der Stahl auf eine Zwischentemperatur abgeschreckt, um den Austenit metastabil zu machen. Anschliessend wird der Stahl bei einer Temperatur zwischen der Umgebungstemperatur und der Temperatur, bei welcher Bainit beständig ist, verformt, wodurch die Phasenmischung aus Ferrit und Austenit in eine solche aus Ferrit und Bainit umgewandelt wird, welche sowohl zu guter maschineller Bearbeitbarkeit des Materials führt wie auch hohe Werte für die Festigkeit und die Zähigkeit aufweist. Es ist also gefunden worden, dass in Kohlenstoffstählen und niedrig legierten Stählen, welche mit dem erfindungsgemässen Verfahren verfestigt worden sind, eine thermo-mechanisch verformte, fer-ritisch-bainitische Mikrostruktur erhalten wird. Das erhaltene Werkstück, welches aus dem bestimmten Stahl hergestellt worden ist, zeigt daher höhere Werte für Festigkeit, Zähigkeit und bessere maschinelle Bearbeitbarkeit als Werkstücke, welche vom gleichen Stahl her stammen, aber nicht erfindungsgemäss verfestigt worden sind. Die Feststellung gilt über einen grossen Bereich von Halbzeugdimensionen.

Das erfindungsgemässe Verfahren kann angewendet werden für hypoeutektoide Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt bis zu 0,7 Gew.-%. Mit Vorteil enthalten diese Stähle 0,1 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff. Solche Stähle können relativ kleine Mengen an üblichen Legierungselementen wie Chrom, Mo-lybden, Nickel und/oder Mangan enthalten. In der üblichen Nomenklatur wird ein Stahl, welcher total weniger als 5 Gew.-% solcher Legierungselemente enthält, als niedrig legierter Stahl bezeichnet. Diese für die Verwendung im erfindungsgemässen Verfahren sehr gut geeigneten Stähle haben im allgemeinen eine Mikrostruktur, die mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthält. Der Rest ist in bezug auf die Mikrostruktur nicht wesentlich. Oft haben solche, vom Stahlhersteller direkt gelieferte Stähle, eine Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit, wie sie in Fig. 1 mit einer Vergrösserung von 500 Mal gezeigt wird. In entsprechenden Stählen, die jedoch grössere

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Mengen an Legierungselementen enthalten, kann ein Teil oder der gesamte Perlit durch Bainit ersetzt sein.

Gemäss dem Verfahren wird der Kohlenstoffstahl oder der niedrig legierte Stahl, welcher z. B. in seiner Mikrostruktur mindestens 10 Gew.-% Ferrit enthält, schnell und möglichst gleichförmig auf eine Temperatur oberhalb seiner kritischen Temperatur aufgewärmt. Als kritische Temperatur wird hier und im folgenden diejenige Temperatur bezeichnet, bei welcher die Umformung und nicht ferritischen Phasen zur Hochtemperaturphase Austenit beginnt. Die schnelle Aufheizung wird unter genauer Kontrolle der Zeit-Temperaturkurve ausgeführt, um nur die nicht ferritischen Komponenten der Mikrostruktur in Austenit umzuwandeln und den Ferrit der Mikrostruktur im grossen und ganzen unverändert zu belassen.

Die Wichtigkeit der genauen Kontrolle der Zeit-Temperaturbewegung während des schnellen Aufheizens kann anhand der Fig. 2 illustriert werden. Die genannte Figur zeigt ein Diagramm der Phasen, welche im Eisen-Kohlen-stoffsystem im thermodynamischen Gleichgewicht liegen. Das Diagramm umfasst einen Kohlenstoffgehaltbereich und einen Temperaturbereich. In Fig. 2 stellt die Ordinate die Temperatur in Grad Celsius und die Abszisse den Kohlenstoffgehalt in Gewichtsprozenten dar.

Die gestrichelte Linie, welche bei einem Gehalt von 0,4 Gew.-% Kohlenstoff vertikal durch die Darstellung verläuft, zeigt beispielsweise an, welche Phasen mit 0,4 % Kohlenstoff im Stahl beim Gleichgewicht zwischen Temperatur von Umgebungstemperatur bis ungefähr 927 °C vorliegen. Wie aus Fig. 2 folgt, führt langsames Erhitzen zu einer Umwandlung der Mischphase Ferrit-Zementit, welche unterhalb der kritischen Temperatur (Linie Aj) beständig ist, über kein Bildung und Wachstum in eine neue Austenitphase. Beim weiteren, langsamen Aufheizen erhöht sich der Anteil der Austenitphase und -bereich bei der Linie A3 um 100% des Ge-füges. Oberhalb der Temperatur, welche der Linie A3 entspricht, ist Ferrit bei einem gegebenen Kohlenstoffgehalt nicht mehr beständig. Konventionelles Austenitisieren, wie dies aus dem Stand der Technik bekannt ist, umfasst nun das Aufheizen des Stahls auf Temperaturen über A3 und Halten des Stahlstückes bei diesen Temperaturen während längerer Zeit. Dadurch wird das Gefüge homogenisiert. Die Haltezeit liegt im allgemeinen in der Grössenordnung von einer oder mehreren Stunden. Das konventionelle Austenitisieren wird normalerweise in Batch- oder in Durchlauföfen durchgeführt. Dabei wird eine grosse Anzahl von metallischen Werkstücken zur gleichen Zeit aufgewärmt und die Kontrolle der Temperatur und der gleichförmigen Temperaturverteilung in jedem der Stahlstücke während des Aufheizens wird praktisch nirgends durchgeführt.

Die Kontrolle des Austenitisierens, um einen Stahl zu erhalten, der ein Mischgefüge aus Ferrit und Austenit aufweist, ist extrem schwierig. In einem konventionellen Aufheizofen, in dem zudem mehrere Werkstücke auf den kritischen Temperaturbereich zwischen Aj und A3 aufgeheizt werden sollten und in dem die Stücke anschliessend auf der genannten Temperatur gehalten werden sollen, ist dies praktisch unmöglich. Diese Schwierigkeit kommt vor allem daher, dass die Temperatur über den gesamten Querschnitt des einzelnen Werkstückes bei der genannten Anordnung kontrolliert werden muss. Die Schwierigkeit wird noch erhöht durch die Tatsache, dass die Lage der Phasengrenzen gemäss Fig. 2 sehr stark durch die Konzentration der Legierungselemente und der Unreinheiten im Stahl beeinflusst wird.

Das Resultat ist, dass die Kombination von Temperatur-und Zusammensetzungsänderungen, wie sie oben beschrieben sind, zu einem nicht annehmbar weiten Bereich von Ferritgehalt im Stahlstück führt. Dieses wiederum hat zur Folge, dass die Werte für die mechanischen Festigkeiten und für die maschinelle Bearbeitbarkeit der Werkstücke zu sehr variieren. Dies gilt, wie gesagt, für die herkömmlich fe-stigkeitsvergüteten Stahlstücke in konventionellen Öfen.

Ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist die Unterbrechung der Umwandlung in Austenitphase bei einem Punkt, an dem mindestens ein Teil des ursprünglichen Ferrites noch vorhanden ist. Dieses ist zudem über den ganzen Bereich des behandelten Werkstückes möglich. In der praktischen Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens wird durch das Teilaustenitisieren ein Gefüge erreicht, welches mindestens 10% Ferrit, mit Vorteil aber 10-30% Ferrit, aufweist.

In einem bevorzugten Ausführungsbeispiel des erfindungsgemässen Verfahrens wird jedes einzelne stählerne Werkstück separat aufgeheizt. Der Austenitisierungsprozess kann also bei jedem einzelnen Stück beim genau gleichen Punkt abgebrochen werden. Dabei können selbstverständlich jeder Kohlenstoffgehalt, alle Gehalte an Legierungselementen und auch die Gehalte an Unreinheiten berücksichtigt werden. Das einzelne Werkstück wird mittels direktem Durchleiten von elektrischem Strom oder mittels induktiver Aufheizung schnell erwärmt, wobei die Temperatur des Stückes mit Vorteil durch geeignete Messgeräte kontrolliert wird. Die Geschwindigkeit des Aufheizens erlaubt es einmal, eine grosse Anzahl Werkstücke auf wirtschaftliche Art und Weise zu verarbeiten. Zugleich führt die hohe Aufheizgeschwindigkeit aber auch zu einer Erhöhung der Ai-Tem-peratur. Das wiederum hat zur Folge, dass die Austenitisie-rung sofort nach Beginn sehr schnell fortschreitet.

Die bevorzugte Methode für das schnelle Aufheizen zur Teilaustenitisierung der Stahlstücke ist diejenige mittels direkter Widerstandserhitzung der Stahlstücke. Diese Technik, welche im US-Patent Nr. 3 908 431 (Erfinder Jones et al) dargelegt ist, beschreibt das Durchleiten von elektrischem Strom durch das entsprechende Stahlstück, wobei dieses wegen seines elektrischen Widerstandes gegen den Strom eine schnelle Erhitzung des Stückes über seinen gesamten Querschnitt zur Folge hat.

Das Aufheizen gemäss der genannten Technik wird mit Vorteil so ausgeführt, dass die beiden Enden des Werkstük-kes an den Stromkreis angeschlossen werden. Dadurch wird einmal erreicht, dass der elektrische Strom durch das gesamte Halbzeug fliesst. Da nun der Strom gleichförmig durch das Stück fliesst, vor allem wenn dieses ein Stahlstab oder eine Stahlstange ist, wird das Stück sowohl axial wie auch radial gleichmässig aufgeheizt. Es wird also sowohl das Innere des Stückes wie auch die Aussenoberfläche gleichzeitig und gleich stark aufgeheizt, es treten demzufolge keine thermischen Spannungen während des Aufheizens auf. Im Gegensatz dazu wird durch das Aufheizen in konventionellen Heizöfen die Aussenwand des Stückes wesentlich schneller aufgeheizt als dessen Inneres. Dadurch erfolgt aussen eine totale Umformung des Gefüges in Austenit, währenddem das Innere des Halbzeugs eventuell überhaupt noch keine Umwandlung erfahren hat.

Wie weiter oben angegeben ist, hat die direkte, elektrische Aufheizung noch den andern wesentlichen Vorteil, die Produktivität zu erhöhen, da die Aufheizzeit im genannten elektrischen Heizverfahren sehr kurz ist und von einigen Sekunden bis zu maximal 10 Min. reicht.

Die Kontrolle des Aufheizens im Werkstück kann dadurch relativ genau durchgeführt werden, indem der wohlbekannte endothermische Charakter der Austenit-Umformung ausgenützt wird. Beim Beginn der austenitischen Umformung bleibt die Temperatur im Werkstück konstant oder nimmt sogar leicht ab. Dieser Zustand dauert von einigen

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Sekunden bis zu mehreren Minuten und ist zu einem gewissen Grade von der Aufheizgeschwindigkeit abhängig.

Eine typische Aufheizkurve für den Teilaustenitisierungs-prozess im erfindungsgemässen Verfahren wird in Fig. 3 der beigelegten Zeichnungen dargestellt. Der oben beschriebene Temperaturhalt wird dabei mit Vorteil als Angabe des Zeitpunktes gewählt, bei dem der Heizstrom abgestellt werden muss. In einer speziellen Ausführungsform der Erfindung wird die gewünschte Mikrostruktur dadurch erreicht, indem die Temperatur im Werkstück, nachdem das Temperaturmessgerät angezeigt hat, dass der Temperaturanstieg abgestoppt worden ist, konstant erhalten wird. Dies kann z.B. dadurch geschehen, dass ein Proportional-Temperaturkon-trollapparat verwendet wird. Das geeignete Kontrollin-strument wird dabei mit Vorteil so eingestellt, dass das Werkstück während einer gewünschten Zeit (A in Fig. 3) auf der gewünschten Temperatur (Tj in Fig. 3) gehalten wird. Die Haltezeit beträgt im allgemeinen 90 Sek. vor dem Abstellen des gesamten Heizungssystems. Auf diese Weise wird erreicht, dass die Temperatur des Stahlwerkstückes die vorgegebene Temperatur Tt nicht überschreitet. Die Temperatur T! fallt innerhalb der Phasengrenzen Aj und A3.

Gemäss einer weiteren, bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemässen Verfahrens kann die Umformung dadurch genau kontrolliert werden, dass die Temperatur im Werkstück um ein genau definiertes Temperaturinkrement über der Haltetemperatur T1 steigen gelassen wird. Nachdem die Temperatur und das Inkrement A T zugenommen hat, wird der Strom bei der Temperatur T1 und eine Zeit B, nachdem das Stück die Haltetemperatur Tx erreicht hat, abgestellt. Diese Ausführungsform ist ebenfalls in der Fig. 3 der beigelegten Zeichnungen dargestellt. Der Wert für das Temperaturinkrement A T hängt zu einem gewissen Grad vom Kohlenstoffgehalt des Stahles und von der Aufheizgeschwindigkeit ab. Für mittleren Kohlenstoffgehalt werden gute Resultate erhalten, wenn A T zwischen ca. 2,7 und ca. 34 °C liegt.

Die partielle Austenitisierung von Stahlwerkstücken, um ein Mischgefüge aus Ferrit und Austenit zu erhalten, ist eine der wichtigen Unterschiede dieser Erfindung, verglichen zum Stand der Technik. Beispielsweise geben die US-Patente 3 340 102, 3 444 008, 3 240 634 (Erfinder Nachtman) und 3 806 378 alle die Austenitisierung und die Verformung -entweder vor, während oder nach der Umformung in Bainit - des austenitisierten Stahls an. Keines der beschriebenen Verfahren unterwirft jedoch die Stahlstücke einer Teilau-stenitisierung, da bei allen die Austenitisierung komplett ist und kein Ferrit nach dem Austenitisierungsschritt übrig bleibt. Ohne die hier beschriebene Erfindung irgendwie an die Theorie binden zu wollen wird angenommen, dass der im erfindungsgemäss behandelten Stahl vorliegende Ferrit einer der vielen Faktoren ist, welche zur verbesserten, maschinellen Bearbeitbarkeit des Materials führt. Der Ferrit hat vermutlich auch einen Einfluss auf die hohen Zähigkeitswerte des Materials.

Nachdem das Stahlwerkstück teilaustenitisiert worden ist und in der Mikrostruktur ein Gemisch aus Ferrit und Austenit aufweist, wird, wie gesagt, der elektrische Strom des Heizsystems abgestellt. Das Werkstück wird hierauf, immer in Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens, schnell abgeschreckt. Dies geschieht durch Eintauchen des erhitzten Stahls in ein Kühlmedium, wobei die Tauchzeit an die verschiedenen Stahlstücke angepasst wird. Das Werkstück wird im Kühlmedium über seinen gesamten Querschnitt hin abgekühlt. Die Abkühlungsgeschwindigkeit muss dabei so hoch sein, um die Rückumwandlung von Austenit in Ferrit oder Perlit zu vermeiden. Zugleich wird aber das Abkühlen des Werkstückes dann abgebrochen, wenn die äusseren Zonen des Werkstückes, welche wegen ihrer Nähe zum Kühlmedium natürlich schneller abkühlen als das Innere des Stückes, unterhalb Temperaturen fallen, bei denen Martensit beständig wird. Diese Temperatur wird als Ms-Temperatur bezeichnet und liegt für Kohlenstoffstähle mit mittlerem Kohlenstoffgehalt und für niedrig legierte Stähle zwischen 204 und 316 °C. Für die erfolgreiche Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens ist es sehr wichtig, die Bildung von Martensit in der Mikrostruktur so klein wie möglich zu halten. Ein Gehalt an Martensit von über 5 Vol.-% beeinträchtigt die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stückes schon sehr negativ.

Wie jeder Fachmann aufgrund der oben angegebenen Verfahrensteilschritte weiss, stellen die Teilaustenitisierung und die Abschreckung Verfahrensteile dar, welche miteinander verbunden sind. Wenn das Werkstück teilaustenitisiert wird, konzentriert sich der Kohlenstoff des Stahlstückes in der Austenitphase, da der maximale Kohlenstoffgehalt des Ferrites 0,02 Gew.-% beträgt. Kohlenstoff ist eine Element, welches die Härte des Stahls fördert. Die Teilaustenitisierung zur Erreichung einer Mischung aus Ferrit und Austenit, gefolgt vom Abschrecken des Stahls, weiches die Bildung von Perlit verunmöglicht, führt auch zu einem Stahl, welcher leicht auf höhere Härte gebracht werden kann, ohne dass dazu grosse Mengen von Legierungselementen eingesetzt werden müssen. Diese Eigenheit des erfindungsgemässen Verfahrens führt also auch zu signifikanten wirtschaftlichen Vorteilen, da ein Grossteil der Kosten, um Stahl mittels Zugabe von Legierungselementen härtbar zu machen, wegfällt. Zudem können im erfindungsgemässen Verfahren Stahlhalbzeuge mit grösseren Querschnitten schneller, d.h. ohne Per-litbildung, abgekühlt werden als bei konventionell austenitisierten Stahlstücken aus demselben Stahl, wobei zudem der Kohlenstoffgehalt des Austenits derselbe ist, wie der Gesamtkohlenstoffgehalt des Stahls.

In der praktischen Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens sollte die Abschreckung zu einem teilaustenitisierten Stahl führen, in dem der Austenit metastabil ist. In dieser Beschreibung wird der Ausdruck «metastabile Austenitphase» auf Austenit angewandt, welcher bei der gegebenen Temperatur thermodynamisch unstabil ist und sich eine Phasenänderung erst nach einer gewissen Zeit manifestiert. So hat die Tatsache, dass der durch das Abschrecken erhaltene Austenit metastabil ist zur Folge, dass die genannte Phase thermodynamisch in derjenigen Bedingung ist, welche für die anschliessende Umformung in Bainit während der mechanischen Verformung und/oder des Kühlens nötig ist. Die Abkühlungskurve sollte dabei so verlaufen, dass diese die Umformungskurven zur Bildung von Ferrit und Perlit nicht schneidet.

Dies mindestens nicht bis zu einer Temperatur, bei der der vorliegende Austenit in Bainit umgewandelt werden kann. Diese Vorgänge können am besten anhand der Fig. 9 dargelegt werden. Die genannte Figur stellt ein ZTU-Dia-gramm für tief- und hochhärtbare austenitische Gefüge dar. In der Zeichnung stellen die Kurven E und F zwei verschiedene Abkühlungsgeschwindigkeiten für die Oberfläche, bzw. das Zentrum des erfindungsgemäss vorvergüteten Werkstückes dar. Nach der Teilaustenitisierung verlaufen die Abkühlkurven durch die Temperatur Ax (d.h. die Temperatur, die nötig ist, um unter Gleichgewichtsbedingungen die Umformung von Austenit zu Ferrit und Perlit zu erreichen). Die Abkühlgeschwindigkeit sollte anschliessend so sein, dass die beiden Kurven die Kurve P/ nicht schneiden. Die letztere stellt die Grenze gegenüber dem Umwandlungsgebiet von Austenit zu Perlit dar. Nachdem die Abkühlung den am meisten links gelegenen Punkt Np der Kurve Ps' links umgangen haben, erreichen sie ein Gebiet, in dem die Um-

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Wandlung von Austenit zu Bainit geschehen kann. Hier wird die Abkühlung abgebrochen. An dieser Stelle muss das Werkstück erfindungsgemäss verformt werden. Anschliessend kann es weiter abgekühlt werden, um so die Umformung der Austenitphase in Bainit zu beschleunigen und zu vergrössern. Ebenso werden dadurch die Bainitplättchen verfeinert. Das Werkstück kann aber auch sofort auf Raumtemperatur abgekühlt und dort verformt werden.

Das ZTU-Schaubild der Fig. 9 erklärt die wesentlichen Differenzen in den mechanischen und physikalischen Eigenschaften der erfindungsgemäss vergüteten Stählen im Gegensatz zu total austenitisierten Werkstücken. Wie weiter oben angegeben wurde, sollten erfindungsgemäss zu vergütende Werkstücke mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthalten. Dies hat zur Folge, dass der grösste Teil des Kohlenstoffs im Stahl in der Austenitphase vorliegt (die Ferritphase kann bekanntlich maximal 0,02 Gew.-% Kohlenstoff enthalten). Für total austenitisiertes Material wird diese Konzentration von Kohlenstoff nicht erreicht, d.h. dass hier der Kohlenstoff gleichförmig über den ganzen Querschnitt verteilt ist. Die entsprechende Umformung eines total austenitisierten Stahlstückes in eines mit Ferrit und Perlit wird durch die Abgrenzungskurven Fs und Ps dargestellt. Die Abkühlungskurven E und F schneiden beide genannten Grenzlinien sowie die Linie Pf. Dadurch wird der Austenit zu Ferrit und Perlit umgeformt. Unter diesen Bedingungen kann kein Bainit gebildet werden.

Die Wahl der geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit hängt vom Kohlenstoffgehalt und vom Gehalt an Legierungselementen des zu behandelnden Stahles ab. Im allgemeinen gilt, dass, je grösser der Kohlenstoffgehalt des Stahls ist, um so grösser die maximale Festigkeit, die erreicht werden kann. Für einen Stahl mit gegebenem Kohlenstoff- und Legierungselementengehalt wird die Abkühlungsgeschwindigkeit anhand eines ZTU-Diagramms der Art von Fig. 9 bestimmt. Diagramme dieser Art für verschiedene Kohlenstoffstähle und niedrig legierte Stähle sind in der Literatur zu finden. Die Abschreckung wird nun so gewählt, dass eine sehr schnelle Abkühlungsgeschwindigkeit zur Verhinderung von Ferrit und Perlit erreicht wird bis zu einer Temperatur, bei der Bainit gebildet werden kann. Diese Temperatur muss aber über der Ms-Temperatur liegen. Nun wird der Stahl verformt und anschliessend weiter abgekühlt, um die Umformung von Austenit zu Bainit zu beschleunigen und um die Bainit-Plättchen zu verfeinern.

Die Wahl des Mediums, in dem der Stahl abgeschreckt werden soll, seine Temperatur, sein Grad der Bewegung und die Zeit, in der das Stück im Medium gehalten werden soll, werden anhand von bekannten Methoden und Daten für die Härtung und für den Wärmeaustausch bestimmt. Diese Variablen hängen zu einem grossen Teil vom Stahl selbst sowie von den Dimensionen des Werkstückes ab. In Anwendung des erfindungsgemässen Verfahrens wird im allgemeinen vorgezogen, als Abschreckmedium Wasser oder wässrige Lösungen von organischen und/oder anorganischen Zusätzen zu verwenden.

Es ist von Vorteil, dass in Ausführung des erfindungsgemässen Verfahrens die Werkstücke, nachdem sie auf die gewünschte Temperatur für die Teilaustenitisierung erhitzt worden sind, schnell abgeschreckt werden. Zu diesem Zweck können verschiedene Vorrichtungen verwendet werden. Es ist jedoch gefunden worden, dass eine Vorrichtung gemäss den Fig. 5 und 6 speziell gute Resultate ergibt. In den genannten Figuren wird das stählerne Werkstück 10 durch mehrere Schwenkarme 12 über dem Tank 14 mit dem Abschreckmedium 16 gehalten. In der hohen Stellung (Fig. 5) ist das Teilstück 10 in Kontakt mit den elektrischen Anschlüssen 18 und 20, d.h. es ist direkt als elektrischer Widerstand geschaltet zur Erhitzung.

In Fig. 6 wird nun das eigentliche Abschrecken dargestellt. Der Hebelarm 12 ist schwenkbar über dem Drehpunkt 22 befestigt. Dieser Drehpunkt liegt zwischen den Enden des Hebelarms 12. In der gehobenen Stellung liegt das Werkstück 10 im Teil 24 des Hebelarms 12 auf einer Seite des Drehpunktes 22. Nachdem das Werkstück auf die gewünschte Temperatur erhitzt worden ist, d. h. nachdem es bereit für das Abschrecken ist, wird der Hebelarm 12 gekippt, so dass die andere Seite 26 des Hebelarms, die auf der andern Seite des Drehpunktes 22 liegt, in das Abschreckmedium 16 taucht. Nachdem der Schwenkarm 12 umgekippt worden ist, rollt oder gleitet das Werkstück 10 entlang dem Hebelarm 12 vom Teil 24 zum Teil 26 und gelangt so in das Abschreckmedium 16. Um zu verhindern, dass das Werkstück 10 aus dem Schwenkraum 12 herausfällt, sind dessen Enden mit Haltevorrichtungen 28 und 30 versehen. Zur Entnahme des abgeschreckten Werkstücks aus dem Abschreckbehälter wird der Hebelarm 12 einfach wieder zurückgehoben. Das Werkstück gelangt dabei wieder in seine Ausgangslage.

Nach dem Abschrecken wird das Werkstück irgendeiner der vier Restverfahren gemäss dieser Erfindung unterworfen. Zur besseren Verständigung der verschiedenen Einzelverfahrensschritte sind diese im Temperatur-Zeitschema der Fig. 4 dargestellt. Gemäss einer Ausführungsform des erfindungsgemässen Verfahrens - in Fig. 4 mit A bezeichnet - in Luft auf Umgebungstemperatur abgekühlt, wird das Werkstück anschliessend an diese Abkühlung (die ihrerseits an das Abschrecken des Werkstückes erfolgt) mechanisch verformt, um die mechanischen Eigenschaften des Materials zu verbessern. Verschiedene mechanische Verformungsschritte können zur Ausführung des genannten Verfahrens verwendet werden, so Walzen, Ziehen, Pressen, Schmieden, Anköpfen, Stanzen, Strecken oder Rollen. Es wird in diesem Fall im allgemeinen bevorzugt, das Material durch Pressen oder Ziehen zu bearbeiten, um die gewünschten Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Zu diesem Zweck können bekannten und typische Zieh- und Pressmatrizen verwendet werden, die dem Fachmann wohlbekannt sind. Die bevorzugte Matrize für diesen Zweck ist im US-Patent Nr. 3 157 274 beschrieben. Diese spezielle Ausführungsform des erfindungsgemässen Vergütens hat den Vorteil, dass die Wärmebehandlungsschritte von den Verformungsschritten getrennt werden. Dadurch wird im grosstechnischen Bereich eine hohe Produktivität erlaubt. Bekanntlich kann die Verformung des thermisch vorbehandelten Werkstückes irgendwann nach dem ersten Schritt ausgeführt werden. Die mechanische Verarbeitung ist also in diesem Fall unabhängig von der Geschwindigkeit, mit der die Werkstücke thermisch vorbehandelt werden oder mit der solcherart thermisch vorbehandelte Werkstücke angeliefert werden. Anderseits hat diese spezielle Ausführungsform jedoch den Nachteil, dass dadurch Werkstücke geschaffen werden, die nur wenig verbesserte mechanische Eigenschaften aufweisen.

Eine Variation der im voraus beschriebenen Ausführungsform ist mittels Kurve B in Fig. 4 dargestellt. Es wird das Werkstück nach dem Abkühlen auf Umgebungstemperatur in Luft auf eine über der Umgebungstemperatur, aber unter der kritischen Temperatur liegenden Temperatur aufgeheizt. Anschliessend wird das Stahlstück dort verformt, wobei die Verformung auf gleiche Art und Weise geschehen kann, wie oben geschildert. Schliesslich wird das Stück in Luft abgekühlt.

Zwei weitere Variationen des erfindungsgemässen Verfahrens sind mittels Kurven C und D ebenfalls in Fig. 4 angegeben. In diesen Prozessen wird das Werkstück nach dem Abschrecken und dem Halten zum Temperaturausgleich über die gesamte Querschnittsfläche entweder auf eine Ver5

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formungstemperatur über der Ausgleichstemperatur (Prozess D) erhitzt oder zu einer Temperatur unterhalb der Aus-gleichtstemperatur (Prozess C) abgekühlt. Die Ausgleichstemperatur liegt in den meisten Fällen zwischen 315 und 594 C. Anschliessend wird das Werkstück mechanisch verformt, wobei auch hier wiederum eine der oben genannten Methoden verwendet werden kann. Es ist dabei gefunden worden, dass, wenn das Werkstück gemäss dem Prozess C abgekühlt und anschliessend verformt wird, die Festigkeitserhöhung signifikant grösser ist, wenn bei Temperaturen von 316 °C gearbeitet wird, als wenn dieselbe Verformung bei Raumtemperatur durchgeführt wird. Die zuletzt genannte Methode hat den Vorteil, ein Material zu schaffen, welches sowohl verbesserte Bearbeitbarkeit wie auch höhere Zähigkeit aufweist. Ohne die Erfindung auf die im folgenden gegebene theoretische Erklärung begrenzen zu wollen, wird angenommen, dass die Verformung bei erhöhten Temperaturen gleichzeitig mit der Umformung von Austenit zu Bainit - die nie vollständig abläuft - diese Umformung beschleunigt und weiterführt als wenn kein mechanischer Verformungsschritt im Verfahren vorhanden ist.

Nur eine kleine mechanische Verformung ist nötig, um die wesentliche Verfestigung und Vergütung des Werkstük-kes zu erreichen. Beispielsweise bewirkt schon eine Querschnittsverringerung durch Ziehen von nur 10% signifikante Verfestigung des Materials. Höhere Querschnittsverringerungen ergeben noch grössere Verfestigungen, ohne dass dadurch die Bearbeitbarkeit und die Zähigkeit des Materials wesentlich beeinflusst werden.

Es ist ein wichtiger Bestandteil des erfindungsgemässen Vergütungsverfahrens, dass die Stahlwerkstücke nach Abschreckung auf eine Temperatur, bei der Austenit in Bainit umgewandelt werden kann, mechanisch verformt werden. Wie weiter oben angegeben worden ist, dient diese Verformung bei der genannten Temperatur zur Beschleunigung und Erweiterung der Umformung von Austenit zu Bainit. Diese Umformung würde andernfalls nur unvollständig ablaufen. Das Verformen im genannten Zustand dient auch der Verkleinerung der Bainit-Plättchen. Dadurch wird der Ferrit im Gefüge ebenfalls verstärkt. Ohne die Erfindung auf die im folgenden beschriebene Theorie beschränken zu wollen, wird angenommen, dass die Kombination von Ferrit und Bainit im Grundgefüge des erfindungsgemäss erhaltenen Werkstückes verantwortlich ist für die gute maschinelle Bearbeitbarkeit, die Festigkeit und die Zähigkeit des Materials. Diese charakteristische Kombination von mechanischen Eigenschaften liegt über den entsprechenden Werten für reine ferritische oder reine bainitische Phasen. Die Ferritphase im erfindungsgemässen Material dient der Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit und der Zähigkeit, die Bainit-phase dagegen erhöht die Zähigkeit und die Festigkeit des Materials. Die Kombination von guter maschineller Bearbeitbarkeit, Zähigkeit und Festigkeit kann nicht mittels den Verfahren gemäss dem Stand der Technik erreicht werden. Dort besteht das Grundgefüge des Stahls entweder aus Ferrit* und/oder Perlitphasen, oder es ist reines Bainit bzw. Martensit. Aus dem US-Patent 3 423 252 ist z. B. bekannt, Stahl teilweise zu austenitisieren, um so ein Mischgefüge aus Ferrit und Austenit zu erhalten. Anschliessend wird der Stahl verformt, wobei jedoch die zwei Phasen erhalten bleiben. Dieses Verfahren benötigt die Verformung des Stahls in teilaustenitisierter Form innerhalb einer schmalen Temperaturbreite oberhalb der A, -Temperatur und vor dem Abkühlen. Durch dieses Abkühlen würde dann eben der Austenit zu Bainit umgewandelt werden. Das genannte Verfahren benötigt eine mindestens 25%ige Deformation, also wesentlich über dem im erfindungsgemässen Verfahren benötigten Verformungsgrad. Die Verformung von Stahlstücken zu einem solchen Ausmass bei so hohen Temperaturen macht das beschriebene Verfahren zudem für die meisten Anwendungen wirtschaftlich nicht tragbar. Es ist aus den gleichen Gründen auf ganz wenige Verformungsmethoden beschränkt; d.h. auf solche, die bei den genannten Aussentemperaturen ausgeführt werden können. Beispielsweise ist das Ziehen von Stahl bei den genannten Temperaturen sehr schwierig, wenn nicht unmöglich; dies aus Mangel an Schmiermitteln, die unter den genannten Bedingungen beständig sind.

In einer bevorzugten Ausführungsform der erfindungsgemässen Vergütung werden vorteilhafterweise Stahlhalbzeuge mit gleichen Durchmessern verarbeitet. Beispiele solcher Halbzeuge sind Stangen oder Barren. Selbstverständlich ist aber diese Erfindung nicht auf die Anwendimg auf solches Material beschränkt. Bevorzugte Stahltypen, die eingesetzt werden können, sind Grade-1144- und Grade-1541-Stähle nach AISI/SAE. Die Erfindung ist jedoch auch auf andere Stähle, speziell Kohlenstoffstähle mit mittlerem Kohlenstoffgehalt und niedrig legierte Stähle anwendbar. Ebenso ist sie natürlich anwendbar auf Werkstücke, die nicht durchgehend gleiche Querschnitte aufweisen. In allen Fällen schafft das erfindungsgemässe Vergütungsverfahren halbfertige Teile, welche ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweisen, so dass sie sehr wohl maschinell bearbeitet oder genau und ohne hohen Aufwand sonstwie zum Endprodukt verformt oder bearbeitet werden können.

In der bevorzugten Ausführungsform dieser Erfindung ist es möglich und bei gewissen Fällen von Vorteil, das Werkstück nach dem letzten Abkühlen auf Umgebungstemperatur einem Spannungsfreiglühen zu unterziehen. Solche Methoden zum Abbau von inneren Spannungen sind bekannt und z. B. im US-Patent 3 908 431 beschrieben.

Es ist auch möglich und oft nötig, das Werkstück vor dem Spannungsfreiglühen zu richten. Auch diese Technik ist bekannt und es sind schon handelsübliche Richtvorrichtungen vorhanden. Eine dieser konventionellen Richtanlagen richtet das Werkstück so, indem dieses durch abnehmbare Grade von Biegungen gerichtet wird.

Der Unterschied in der Mikrostruktur von Stählen, die gemäss dem erfindungsgemässen Verfahren vergütet worden sind im Vergleich zu deren üblichen Vorgängern mit einer Perlit-Ferrit-Mikrostruktur, wird in Fig. 1 und 8 illustriert. Die Fig. 1 ist eine Mikrophotographie einer Perlit-Ferrit-Mikrostruktur mit einer Vergrösserung von 500 Mal. Das hell-gefärbte, sich über die ganze Fläche erstreckende Netzwerk ist dabei Ferrit, währenddem die dunkeln Flecken Perlit darstellen. In Fig. 8 ist eine Schliffphotographie eines erfindungsgemässen Stahls dargestellt. Das Bainit bildet die teil-chenförmige, feine Mikrostruktur um die Ferrit-Körner, welche sich durch die ganze Mikrostruktur erstrecken.

Nachdem nun die wesentlichen Merkmale des erfindungsgemässen Verfahrens beschrieben worden sind, werden dieselben im folgenden anhand von Beispielen illustriert. Die Beispiele werden nur zur Illustration, nicht aber zur Einschränkung der Erfindung gegeben.

Beispiel 1

Zwölf Proben Grade-1144-Stahl nach AISI/SAE (Durchmesser 27 mm) wurden aus Material hergestellt, welches die folgende Analyse aufwies:

Tabelle I

Elemente Gew.-%

Kohlenstoff 0,46

Mangan 1,65

Phosphor 0,013

8

s

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

9

637 162

Tabelle I (Fortsetzung)

Elemente

Gew.-%

Schwefel

0,278

Silizium

0,31

Chrom

<0,05

Nickel

<0,05

Molybdän

<0,05

Kupfer

<0,05

Stickstoff

0,0071

Aluminium

<0,005

Eisen

Rest

Diese Proben wurden ihrer Zunderschicht befreit, mit Kalk 15 überzogen und an den Enden blank gemacht. Nachher wurde jede Probe einzeln mittels elektrischer, direkter Widerstandsschaltung erhitzt, wobei die Vorrichtung gemäss Fig. 5 verwendet wurde. Aufgeheizt wurde bis zum Punkt, wo die

Härte Rc 37

Zugfestigkeit [kp • mm"2] 120

Fliessfestigkeit [kp • mm ~2] 115

Längenausdehnung, % 8,8

Abnahme der Querschnittsfläche, % 32,8 Schlagfestigkeit nach Charpy

(Raumtemperatur) [J] 66

In der Tabelle II werden auch die Festigkeitswerte von zwei handelsüblichen Stählen angegeben: einer davon ist von gleicher Art und der andere aus einem Material mit höherer Zugfestigkeit. Beide sind heissgewalzt und warmgezogen. 40 Die Tabelle zeigt gut die überragende Kombination von Fe-stigkeits- und Zähigkeits-Werten des erfindungsgemäss vergüteten Stahls (die Zähigkeit wird durch die Schlagfestigkeit charakterisiert).

Die maschinelle Bearbeitbarkeit der zwölf Proben, die er- 45 findungsgemäss vergütet worden waren, wurde mittels einer Werkzeugs-Standprüfung gemessen. Die Resultate wurden mit denjenigen von Proben aus einem handelsüblichen Gra-de-4142-Stichstahl nach AISI/SAE verglichen. Der warmgezogene Vergleichsstahl wies in etwa die gleichen Festigkeits- so werte auf. Die Untersuchungen zeigen, dass die erfindungsgemäss vergüteten Stahlproben, die eine um ca. 7 kp-mm"2 grössere Zugfestigkeit aufweisen, als der 4142-Stahl, eine etwa gleichgute maschinelle Bearbeitbarkeit aufwiesen wie der Vergleichsstahl. Für die erfindungsgemäss vergüteten 55 Stahlproben ergab sich eine Oberflächengeschwindigkeit bei einer Testdauer von 20 Min. von ca. 56 m-Min.*1. Der weichere 4142-Stahl ergäbe den Wert von ca. 53 m-Min."1. Die Prüfung auf maschinelle Bearbeitbarkeit zeigt ebenfalls die unerwartet günstige Kombination hoher Festigkeit, Zähig- 60 keit und guter maschineller Bearbeitbarkeit der Stähle, welche erfindungsgemäss vergütet worden sind.

Die zwölf erfindungsgemäss vergüteten Stahlproben wurden auch mittels eines speziellen Untersuchungsverfahrens auf restliche Längsspannungen hin untersucht. Die Resul- 6s tate von gestreckten und ungestreckten Proben - als warp factor ausgedruckt - betragen im Mittel 0,042 und 0,120.

Diese Werte weisen auf sehr tiefe Restspannungen hin. ZuTemperaturanzeige bei konstanter Stromstärke nicht mehr anstieg, wie dies in Fig. 3 bei 749 °C der Fall ist. Diese Temperatur wurde durch Verwendung eines automatischen Proportionalkontrollgerätes anschliessend während 90 Sek. konstant gehalten. Danach wurde jede Probe mittels eines Schwenkarms in ein bewegtes Wasserbad gehalten, wo es 6 Sek. lang verblieb und anschliessend wieder herausgenommen wurde.

Die Oberfläche bei der Entnahme aus dem Abschreckbad lag unter 343 °C - daher wurden die Proben wieder auf die genannte Temperatur erhitzt.

Die Proben wurden anschliessend durch eine Matrize gezogen, wobei eine Querschnittsabnahme von 12% erfolgt. Schliesslich wurden die Proben auf Umgebungstemperatur abgekühlt und gerichtet.

Die Mittelwerte für die mechanischen Festigkeiten der 12 Proben vor und nach dem Richten sind - zusammen mit zwei Vergleichswerten aus dem Stand der Technik - in der Tabelle II zusammengestellt.

1144-Stahl 4142-Stahl heissgewalzt, heissgewalzt, warmgezogen warmgezogen

36

32

34

121

106

113

113

99

106

9,2

7,4

11,7

33,5

21,5

41,1

6,8

10,9

sammen mit den hohen Festigkeiten nach dem Richten zeigt der warp factor an, dass das als Endstufe angegebene Span-nungsfreiglühn nicht nötig ist, wenn Stähle mit verbesserten mechanischen Eigenschaften hergestellt werden sollen.

Beispiel 2

Dieses Beispiel illustriert das erfindungsgemässe Verfahren einer Gruppe von Stahlproben des Durchmessers 27 mm aus zwei Chargen A und B. Der Stahl war ein Grade-2244-Stahl. Die verwendeten Materialien wiesen die Analysen gemäss Tabelle III auf:

Tabelle III

Element

Charge A

Charge B

Gew.-%

Gew.-%

Kohlenstoff

0,46

0,45

Mangan

1,65

1,54

Phosphor

0,013

0,009

Schwefel

0,278

0,252

Silizium

0,31

0,20

Nickel

<0,05

<0,05

Chrom

<0,05

0,05

Molybdän

<0,05

<0,05

Kupfer

<0,05

<0,05

Aluminium

<0,005

<0,005

Stickstoff ,

0,0071

0,0096

Eisen

Rest

Rest

Probestäbe aus Materialien der Chargen A und B wurden von ihren Zunderschichten befreit, mit Kalk überzogen, an den Enden blankgemacht und anschliessend mittels direkter

Tabelle II

1144-Stahl, teilaustenitisiert,

kurz abgeschreckt, warmgezogen bei 343 °C

Vor dem Nach dem

Richten Richten

637 162

10

elektrischer Widerstandsschaltung erhitzt. Die Temperatur, die bei konstanter Stromstärke jeweils erreicht und gehalten wurde, lag zwischen 749 und 754 °C.

Die Probestäbe wurden während 90 Sek. auf der genannten Temperatur gehalten und anschliessend 4 Sek. lang in bewegtes Wasser getaucht. Die Stäbe wurden darauf aus dem Bad genommen. An Luft kühlten sie weiter auf 343 "C ab, wobei sich die Temperatur über die gesamte Querschnittsfläche ausglich.

Bei dieser Temperatur wurden die Proben durch eine Matrize warmgezogen, dann in Luft abgekühlt, gerichtet, bei 570 °C durch direkte elektrische Widerstandsheizung spannungsfrei geglüht und anschliessend abgekühlt. Zuletzt wurden die Probestäbe wiederum mittels eines Richtapparates nach Medart gestreckt.

Die Mittelwerte der mechanischen Eigenschaften der Proben sind für beide Chargen in der Tabelle IV zusammengestellt:

Tabelle IV

Charge A

Charge B

Härte Rc

32,6

32

Zugfestigkeit [kp • mm-2]

109

105

Fliessfestigkeit [kp • mm-2]

79,6

74,9

Längenausdehnung, %

11,8

12,2

Querschnittsverringerung, %

38,8

38,4

Schlagfestigkeit bei RT

nach Charpy (J)

64,2

108,7

Probestäbe aus beiden Chargen wurden anschliessend auf einer 1 in RAN 6-Spindel Acme-Gridley Schraubenmaschine in bezug auf ihre maschinelle Bearbeitbarkeit geprüft. Die genannte Vorrichtung misst die Grösse der produzierten Stücke als Funktion der Anzahl derselben, um so die Abnutzungsgeschwindigkeit des Werkzeuges, das eine Funktion des geschnittenen Materials ist, anzugeben.

Fig. 7 zeigt die Abnutzungsgeschwindigkeit des Werkzeuges im Vergleich zu derjenigen eines handelsüblichen Materials, des warmgezogenen Grade-4142-Stahls, welcher die mechanischen Eigenschaften gemäss der Tabelle II hat. Wie aus Fig. 7 ersichtlich ist, ist die Abnutzungsgeschwindigkeit von Grade-1144-Stahl, der erfindungsgemäss vergütet worden ist, vergleichbar mit den tiefsten Abnutzungsgeschwindigkeiten des Grade-4142-Stahls. Zudem zeigen die Daten, dass der Werkzeugbruch, der beim Grade-4142-Stahl bei ungefähr 1200 hergestellten Teilen für den gegebenen Vorschub und die gegebene Geschwindigkeit erfolgt, beim erfindungsgemäss vergüteten Grade-1144-Stahl nicht eintritt.

Beispiel 3

Es wurde eine Gruppe von 12 Probestäben aus Grade-1144-Stahl mit Durchmesser von 27 mm aus Material hergestellt, welches die folgende Analyse aufwies:

Kohlenstoff 0,42 Gew.-%

Mangan 1,5 Gew.-%

Phosphor 0,017 Gew.-%

Schwefel 0,23 Gew.-% Eisen und gewöhnliche

Verunreinigungen Rest

Diese Stäbe wurden entzundert, mit Kalk überzogen, an den Enden blank gemacht und einzeln durch direkte elektrische Widerstandsschaltung auf einer Temperatur von ca. 20 °C über der Haltetemperatur erhitzt. Die Stäbe wurden anschliessend 5,2 Sek. lang in bewegtem Wasser abgeschreckt und nach Temperaturausgleich auf 343 °C abgekühlt. Dann wurden die Proben warmgezogen mit einer Querschnittsverringerung von 12%. Die Stäbe wurden schliesslich in Luft abgekühlt, gerichtet und durch direkte elektrische Widerstandsschaltung bei 427 C spannungsfreigeglüht.

Dieses Vergütungsverfahren führte zu Proben, die über dem ganzen Querschnitt eine ferritisch-bainitische Gefügestruktur hat. Diese Gruppe von Proben wurde als Gruppe A bezeichnet.

Eine weitere Gruppe von 10 Proben der gleichen Charge, die den gleichen Durchmesser hatten, wurden auf einer Temperatur von 89 °C über der Haltetemperatur erhitzt, um totale Austenitisierung zu erhalten. Die Stäbe wurden dann 5,2 Sek. lang in bewegtem Wasser abgeschreckt, nach Temperaturausgleich in Luft auf 343 °C abgekühlt und mit einer Querschnittsverringerung von 12% warmgezogen. Schliesslich wurden die Proben gerichtet und mittels direkter elektrischer Erhitzung bei 399 C spannungsfreigeglüht.

Diese, als Gruppe B (700) bezeichnete Proben wiesen eine vorwiegend bainitische Mikrostruktur auf, mit Ausnahme des Zentrums, das wegen der auf die totale Austenitisierung zurückzuführende tiefe Härtbarkeit desselben wesentliche Mengen Perlit enthielt.

Die Mittelwerte der mechanischen Eigenschaften der Gruppe A und der Gruppe B (700) sind in der folgenden Tabelle V zusammengestellt.

Tabelle V

Gruppe A Gruppe B

(erfmdungsge- (Patent masses Ver- Nachtmann) fahren

Zugfestigkeit [kp • mm ~2] 117 118

Fliessfestigkeit [kp ■ mm ~ 2] 111 114,6

Längenausdehnung, % 7,7 8,7

Querschnittsverringerug, % 26,9 33,8

Die maschinelle Bearbeitbarkeit der oben genannten zwei Gruppen wurden dann auf einer automatischen 1 in RAN Acme-Gridley 6-Spindle-Schraubenmaschine aus der normalen Produktionslinie verglichen. Der Vorschub und die Drehgeschwindigkeit waren dieselben wie sie für den handelsüblichen Grade-4142-Stahl verwendet worden waren. Die Gruppe A zeigte hervorragende maschinelle Bearbeitbarkeit: nach 1500 hergestellten Teilen eine Teilchenvergrös-serung (wegen Werkzeugabnützung) von nur 0,0635 mm. Dagegen brachen beim Grade-4142-Stahl ungefähr 1200 produzierten Teilen das Werkzeug. Zusätzlich zeigte die Untersuchung in bezug auf maschinelle Bearbeitbarkeit, die auch das Bohren des Materials umfasste, dass bei erfindungsgemäss vergüteten Grade-1144-Stählen (Gruppe A) keine Bohrer ersetzt werden mussten. Beim Bohren von Gra-de-4142-Stahl wird gewöhnlich mindestens ein Bohrer ersetzt, bevor 1200 Teile hergestellt worden sind.

Die Gruppe B (700) mit totaler Austenitisierung wurde denselben Prüfungen unterzogen. Diese Proben führten aber zu so viel Rattern in der Maschine, dass die Untersuchung abgebrochen werden musste. Da angenommen wurde, dass die genannten negativen Eigenschaften des Materials auf dessen ekzessive Oberflächenhärten (Rc42 im Gegensatz zu Rc36 für die Gruppe A) zurückzuführen seien, wurden die Proben der Gruppe B (700) einem zweiten Spannungsfreiglühen bei 510 °C zur Verminderung der Härte unterzogen. Die Proben wurden anschliessend gerichtet. Die mechanischen Eigenschaften der so erhaltenen Proben sind in der Tabelle VI zusammengestellt.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

11

637 162

Tabelle VI

Gruppe B (950)

Zugfestigkeit [kp • mm ~2] 110

Fliessfestigkeit [kp • mm ~ 2] 101,5 Längenausdehnung, % 11,9 Querschnittsverringerung, % 35,9

Die Daten der Tabelle VI zeigen, dass die Zugfestigkeit io der Proben der Gruppe B (950) ca. 7 kp-mrrr2 kleiner als diejenigen der Gruppe A (erfindungsgemäss vergütet) war.

Der Bohrmaschinentest zur Prüfung der maschinellen Bearbeitbarkeit wurde für die Gruppe B (950) wiederholt. Es wurde gefunden, dass der Werkzeugabnützungstest (Mes- is sung der Teilchenvergrösserung) nicht signifikant bessere Resultate zeigte, als derjenige für die Gruppe A. Beim Bohr-und Schneidtest hingegen zeigten sich exzessive Abnützungserscheinungen beim Verarbeiten der Proben der Gruppe B (950). 20

Die Zähigkeit der Gruppen A und B (700) wurden durch Bestimmung der Schlagfähigkeit nach Charpy bei verschiedenen Temperaturen verglichen. Es wurde gefunden,

dass während der Temperaturübergangsbereich von biegbar zu spröde der beiden Gruppen in etwa derselben (etwa 25

42 °C) war, die maximale Schlagfestigkeitsenergie bei der Gruppe A 54,4 J und bei der Gruppe B (700) nur 34 J betrug.

Die Untersuchungen zeigten also, dass für Grade-1144-Stahl die Proben der Gruppe A mit einer ferritisch-bainiti- 30 sehen Mikrostruktur signifikant besser in bezug auf maschinelle Bearbeitbarkeit und Zähigkeit als Stäbe derselben Charge mit nur bainitischem Gefüge waren.

Beispiel 4 35

In diesem Beispiel wurden vier kaltgezogene Probestangen aus Grade-1541-Stahl mit einem Durchmesser von 25,4 mm untersucht. Das Material hat die folgende Analyse:

Kohlenstoff 0,41 Gew.-% 40

Mangan 1,48 Gew.-%

Schwefel 0,025 Gew.-%

Eisen und gewöhnliche

Verunreinigungen Rest

Die genannten Probestäbe wurden durch direkte elektrische Widerstandsschaltung auf 982 0C erhitzt und so total aus-tenitisiert. Die Proben wurden darauf in bewegtem Wasser bis auf Umgebungstemperatur abgeschreckt und abgekühlt, wodurch sie eine martensitische Mikrostruktur erhielten.

Die einzelnen Proben wurden anschliessend durch direkte elektrische Widerstandsschaltung auf427, 482, 538 und 593 °C erhitzt und dort getempert. Aus den Stäben wurden Probekörper für Zähigkeits- und Schlagfestigkeits-Prüfungen nach Charpy geschnitten. Die Resultate der entsprechenden Prüfungen sind in Tabelle VII zusammengestellt.

Eine Anzahl Stäbe des gleichen Stahls und vom gleichen Durchmesser wurden entzundert, mit Kalk überzogen, an den Enden blankgemacht und durch Erhitzen mittels direkter elektrischer Widerstandsschaltung 19,5 °C über die Haltetemperatur erhitzt. Dadurch wurde dem Material eine fer-ritisch-austenitische Mikrostruktur verliehen. Die Stäbe wurden dann 5,2 Sek. lang in bewegtem Wasser abgeschreckt. Anschliessend liess man die Stäbe einige Minuten in der Luft liegen, wodurch die Temperatur in der Probe sich über den ganzen Querschnitt ausglich.

Die einzelnen Stähle wurden anschliessend auf 343,427 und 482 °C erhitzt bzw. abgekühlt. Bei den genannten Temperaturen wurden die Proben unter einer Querschnittsverringerung von 12% durch eine Matrize gezogen. Die Proben wurden dann in Luft abgekühlt. So erhielt man einen Stahl mit thermomechanisch verformtem ferritisch-bainitischem Mikrogefüge.

Die gezogenen Stäbe wurden nun in kürzere Teile geschnitten und durch Erhitzen mittels direkter elektrischer Widerstandsschaltung bei 427,454 und 482 °C spannungsfrei geglüht. Aus diesen Stäben wurden Probekörper für die Zugfestigkeits-und Schlagfestigkeitsprüfung nach Charpy geschnitten. Die Resultate der entsprechenden Prüfungen sind ebenfalls in der Tabelle VII zusammengestellt.

Tabelle VII

Fettit-Bainit

Warm- Span- Zugfestigziehen nungs- keit Temp., freigehalten Temp.,

Fliessfestig- Längen- Quer- Schlag-keit aus- schnitts- festig-

dehnung abnahme keit bei RT nach Charpy (J)

[kp-mm 2] [kp-mm-2] %

%

Abgeschreckt und getempert

Temper- Zugfestig- Fliessfestig- Längen- Quer- Schlag-Temp. keit keit aus- schnitts- festig-

dehnung abnahme keit bei RT nach Charpy

(J)

°C [kp-mm 2] [kp-mm-2] % %

343

427

135

134,8

13,0

57,0

31,3

427

136,2

122,1

12,5

43,1

19

343

454

126,7

126,3

15,0

56,0

44,5

482

125,3

115,8

13,0

50,9

43,5

427

482

109,2

103,2

17,0

39,0

73,4

538

110,3

103,6

17,0

56,1

61,2

482

482

102,1

92,7

17,0

44,0

92,5

593

100,7

93,4

18,0

56,7

68

Wie aus der Tabelle VII ersichtlich ist, haben die fer-ritisch-bainitischen Proben - verglichen mit den abge- 60

schreckten und getemperten Proben mit martensitischem Mikrogefüge - etwa gleiche Zugfestigkeit, grössere Fliess-fahigkeiten, ähnliche Längenausdehnungen, wenig kleinere Querschnittsabnahmen und gleiche oder grössere Schlagfestigkeiten nach Charpy. 65

Bei der maschinellen Bearbeitbarkeit der beiden Stahlmaterialien waren die ferritisch-bainitischen Stäbe leicht zu schneiden und ergaben schöne Späne. Im Gegensatz dazu führten die getemperten martensitischen Stäbe zu Werkzeugschwingungen, dass hier die Vorschübe und Geschwindigkeit drastisch reduziert und die Karbideinsätze oft erneuert werden mussten.

Die angegebenen Daten zeigen also, dass die ferritisch-bainitischen Stäbe, im Vergleich zu aus dem gleichen Stahl bei ungefähr gleichen Zugfestigkeiten getemperten marten-sititischen Proben (abgeschreckt und getempert) höhere Zähigkeiten und verbesserte maschinelle Bearbeitbarkeit in Kombination aufwiesen.

637162

12

Beispiel 5

8 Probestäbe aus heissgewalztem Grade-1144-Stahl mit einem Durchmesser von ca. 27 mm wurden aus zwei Chargen X und Y hergestellt.

Je zwei Stäbe wurden aus jeder Charge nach einem glei- 5 chen, ersten Verfahrensschritt einem der folgenden Restverfahren A, B, C und D unterzogen. Der erste Verfahrensschritt umfasste das schnelle Aufheizen mittels direkter elektrischer Widerstandsschaltung auf einer Temperatur von 19,5 =C über der Haltetemperatur und das Abschrecken 10 während 5,2 Sek. in bewegtem Wasser.

Die vier verschiedenen Restverfahren waren die folgenden:

A Die Probestäbe wurden in Luft auf Umgebungstem- is peratur (ca. 21 °C) abgekühlt und mit einer Durchmesserverringerung von 1,6 mm durch eine Matrize gezogen.

B Die Probestäbe wurden in Luft auf Umgebungstemperatur abgekühlt und mit einer Durchmesserverringerung von 3,2 mm durch eine Matrize gezogen. 20

C Die Proben wurden gelagert, so dass sich ihre Temperaturen über den gesamten Querschnitt ausglichen, worauf sie in Luft auf 343 °C abgekühlt wurden. Anschliessend wurden die Stäbe mit einer Durchmesserverringerung von 1,6 mm durch eine Matrize gezogen und dann in Luft auf Umgebungstemperatur abgekühlt.

D Die Proben wurden gelagert, so dass sich ihre Temperaturen über den gesamten Querschnitt ausglichen, worauf sie in Luft auf 343 °C abgekühlt wurden. Anschliessend wurden die Stäbe mit einer Durchmesserverringerung von 3,2 mm durch eine Matrize gezogen und dann in Luft auf Umgebungstemperatur abgekühlt.

Die Vergütung der 16 Stäbe geschah in zufälliger Folge. Anschliessend wurden aus den Stäben Probekörper hergestellt. Die Resultate der entsprechenden Prüfungen sind in der Tabelle VIII zusammengestellt.

Die angegebenen Daten zeigen die gute Reproduzierbarkeit des erfindungsgemässen Vergütungsverfahrens. Die Werte zeigen auch die unerwartet gute Kombination von Festigkeit und Diktilität, welche durch Kaltziehen eines Stahles mit einer ferritisch-bainitischen Mikrostruktur erreicht wer- • den kann (Prozess A der Fig. 4).

Selbstverständlich können verschiedene Änderungen und Modifikationen an Details des Verfahrens, der Ausführung und der Verwendung gemacht werden, ohne sich dadurch von der erfindungsgemässen Idee zu entfernen. Die Erfindung wird nun in den folgenden Patentansprüchen definiert.

Charge Vergütungs- Warm- Durch- Zugfestigkeit Fliessfestigkeit Längenaus- Querschnittsverfahren ziehen messerver- [kp-mm-2] [kp - mm""2] dehnung, % abnahme, % Temp. °C ringerung [mm]

X

A

21

1,6

111,6

109,5

7,5

33,5

108,5

105,3

8,5

37,9

X

B

21

3,2

97,6

97,6

8,5

38,8

101

100,7

9,0

31,5

X

C

343

1,6

120,1

119,8

5,0

22,4

120,8

120,8

5,0

22,8

X

D

343

3,2

118,4

118,4

7,5

30,6

118,6

118,6

7,5

32,5

Y

A

21

1,6

122,5

100,4

9,0

39,4

117,7

117,3

9,0

40,3

Y

B

21

3,2

120,4

120,4

8,5

36,0

124,2

124,2

8,5

34,8

Y

C

343

1,6

125,3

125,3

7,5

31,6

126,2

125,3

7,5

32,1

Y

D

343

3,2

129,1

128,4

9,0

36,0

122,5

129,5

8,5

32,8

s

4 Blatt Zeichnungen

Claims (54)

1. 637 162

   2

   PATENTANSPRÜCHE

   1. Verfahren zur Festigkeitsvergütung von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl, gekennzeichnet durch

   1) Teilaustenitisieren des Stahls, um ein Mischgefüge, das Ferrit und Austenit enthält, zu erhalten.

   2) Abschrecken des teilaustenitisierten Stahls auf eine Zwischentemperatur über der Ms-Temperatur des Stahls, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit so gross gewählt werden muss, dass die Umformung von Austenit in Ferrit und Perlit vermieden wird, und

   3) Verformen des abgeschreckten Stahls bei einer Temperatur zwischen Umgebungstemperatur und der Temperatur, bei der Bainit beständig ist,

   wodurch die Ferrit-Austenit-Gefügemischung in eine solche aus Ferrit-Bainit umgewandelt wird, welche hohe Festigkeiten, hohe Zähigkeitswerte und gute maschinelle Bearbeit-barkeit aufweist.
2. 2. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthält.
3. 3. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein hypoeutektoider Kohlenstoffstahl ist.
4. 4. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffstahl mit 0,1 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff ist.
5. 5. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein niedrig legierter Stahl mit total weniger als 5 Gew.-% der Legierungselemente ist.
6. 6. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Ferrit- und Perlit-Gefüge aufweist.
7. 7. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Grade-1144-Stahl nach AISI/ SAE ist.
8. 8. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl bei einer Temperatur zwischen 725 und 916°C teilaustenitisiert wird.
9. 9. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mittels Durchleiten von elektrischem Strom rasch aufgeheizt und so teilaustenitisiert wird.
10. 10. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mittels Aufheizung in weniger als 10 Min. teilaustenitisiert wird.
11. 11. Verfahren gemäss Patentanspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange zur Aufheizung durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf die Stromstärke so eingestellt wird, dass das Stahlstück auf konstanter Temperatur verbleibt.
12. 12. Verfahren gemäss Patentanspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf der Strom - nachdem eine bestimmte Temperatur erreicht worden ist und eine bestimmte Zeit nach der Beendigung des Temperaturanstieges im Stahl verflossen ist - abgestellt wird.
13. 13. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Teilaustenitisierung durch schnelles Aufheizen geschieht und dass der behandelte Stahl nach dem Verformen abgekühlt wird, wobei die Umwandlung der Ferrit-Austenit-Gefügemischung in eine solche aus Ferrit und Bainit gesteigert wird.
14. 14. Verfahren gemäss Patentanspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthält.
15. 15. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffstahl mit 0,1 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff ist.
16. 16. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein niedrig legierter Stahl mit total weniger als 5 Gew.-% der Legierungselemente ist.
17. 17. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Ferrit- und Perlit-Gefüge aufweist.
18. 18. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Grade-1144-Stahl nach AISI/SAE ist.
19. 19. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mittels Durchleitung von elektrischem Strom rasch aufgeheizt und so teilaustenitisiert wird.
20. 20. Verfahren gemäss Patentanspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange zur Aufheizung durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf die Stromstärke so eingestellt wird, dass das Stahlstück auf konstanter Temperatur verbleibt.
21. 21. Verfahren gemäss Patentanspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf der Strom - nachdem eine bestimmte Temperatur erreicht worden ist und eine bestimmte Zeit nach der Beendigung des Temperaturanstieges im Stahl verflossen ist - abgestellt wird.
22. 22. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mittels Ziehen durch eine Matrize verformt wird.
23. 23. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl bei einer Temperatur über der Umgebungstemperatur verformt wird.
24. 24. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl bei einer Temperatur zwischen 315 und 594 °C verformt wird.
25. 25. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass es das Spannungsfreiglühen des Stahles umfasst.
26. 26. Verfahren gemäss Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass es das Richten des Stahles umfasst.
27. 27. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, gekennzeichnet durch

    1) Teilaustenitisieren von hypoeutektoidem Kohlenstoffstahl oder niedrig legiertem Stahl durch schnelles Aufheizen in weniger als 10 Min., um ein Mischgefüge, das Ferrit und Austenit enthält, zu erhalten.

    2) Abschrecken des teilaustenitisierten Stahls auf eine Zwischentemperatur über der Ms-Temperatur des Stahls, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit so gross gewählt werden muss, dass die Umformung von Austenit in Ferrit und Perlit vermieden wird, und

    3) Verformen des abgeschreckten Stahls bei einer Temperatur zwischen Umgebungstemperatur und der Temperatur, bei der Bainit beständig ist,

    wodurch die Ferrit-Austenit-Gefügemischung in eine solche aus Ferrit-Bainit umgewandelt wird, welche hohe Festigkeiten, hohe Zähigkeitswerte und gute maschinelle Bearbeit-barkeit aufweist.
28. 28. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird und bei Umgebungstemperatur verformt wird.
29. 29. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird, darauf wieder auf eine über der Umgebungstemperatur aber unter der kritischen Temperatur liegenden Temperatur aufgewärmt und bei dieser Temperatur verformt wird.

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30. 30. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken so lange gehalten wird, dass sich die Temperatur im Stahlstück über dessen Querschnitt ausgleicht, unter diese Ausgleichstemperatur abgekühlt wird und bei einer Temperatur über der Umgebungstemperatur aber unter der Ausgleichstemperatur verformt wird.
31. 31. Verfahren gemäss Patentanspruch 30, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausgleichstemperatur zwischen 315 und 594 °C liegt.
32. 32. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken so lange gehalten wird, dass sich die Temperatur im Stahlstück über dessen Querschnitt ausgleicht, über diese Ausgleichstemperatur erhitzt wird und bei einer Temperatur über der Ausgleichstemperatur verformt wird.
33. 33. Verfahren gemäss Patentanspruch 30, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausgleichstemperatur zwischen 315 und 394 °C liegt.
34. 34. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthält.
35. 35. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Grade-1144-Stahl nach AISI/SAE ist.
36. 36. Verfahren gemäss Patentanspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl bei einer Temperatur zwischen 725 und 916 °C teilaustenitisiert wird.
37. 37. Verfahren gemäss Patentanspruch 1, gekennzeichnet durch

    1) Teilaustenitisieren von hypoeutektoidem Kohlenstoffstahl oder niedrig legiertem Stahl mittels Durchleiten von elektrischem Strom durch das Stahlstück, wodurch es rasch, in weniger als 10 Min., aufgeheizt wird, um ein Mischgefüge, das Ferrit und Austenit enthält, zu erhalten,

    2) Abschrecken des teilaustenitisierten Stahls auf eine Zwischentemperatur über der Ms-Temperatur des Stahls, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit so gross gewählt werden muss, dass die Umformung von Austenit in Ferrit und Perlit vermieden wird, und

    3) Verformen des abgeschreckten Stahls bei einer Temperatur zwischen Umgebungstemperatur und der Temperatur, bei der Bainit beständig ist,

    wodurch die Ferrit-Austenit-Gefügemischung in eine solche aus Ferrit-Bainit umgewandelt wird, welche hohe Festigkeiten, hohe Zähigkeitswerte und gute maschinelle Bearbeit-barkeit aufweist.
38. 38. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird und bei Umgebungstemperatur verformt wird.
39. 39. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird, darauf wieder auf eine über der Umgebungstemperatur aber unter der kritischen Temperatur liegenden Temperatur aufgewärmt und bei dieser Temperatur verformt wird.
40. 40. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken so lange gehalten wird, dass sich die Temperatur im Stahlstück über dessen Querschnitt ausgleicht, unter diese Ausgleichstemperatur abgekühlt wird und bei einer Temperatur über die Umgebungstemperatur aber unter der Ausgleichstemperatur verformt wird.
41. 41. Verfahren gemäss Patentanspruch 40, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausgleichstemperatur zwischen 315 und 594 C liegt.

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42. 42. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach dem Abschrecken so lange gehalten wird, dass sich die Temperatur im Stahlstück über dessen Querschnitt ausgleicht, über diese Ausgleichstemperatur erhitzt wird und bei einer Temperatur über der Ausgleichstemperatur verformt wird.
43. 43. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mindestens 10 Vol.-% Ferrit enthält.
44. 44. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein niedrig legierter Stahl mit total weniger als 5 Gew.-% der Legierungselemente ist.
45. 45. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Grade-1144-Stahl nach AISI/SAE ist.
46. 46. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange zur Aufheizung durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf die Stromstärke so eingestellt wird, dass das Stahlstück auf konstanter Temperatur verbleibt.
47. 47. Verfahren gemäss Patentanspruch 37, dadurch gekennzeichnet, dass der elektrische Strom so lange durch das Stahlstück geleitet wird, bis der Temperaturanstieg im Stahl beendet ist, worauf der Strom - nachdem eine bestimmte Temperatur erreicht worden ist und eine bestimmte Zeit nach der Beendigung des Temperaturanstiegs im Stahl verflossen ist - abgestellt wird.
48. 48. Kohlenstoffstahl oder niedrig legierter Stahl, festig-keitsvergütet nach dem Verfahren gemäss Patentanspruch 1.
49. 49. Stahl gemäss Patentanspruch 48, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffstahl mit bis zu 0,7 Gew.-% Kohlenstoff ist.
50. 50. Stahl gemäss Patentanspruch 48, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein niedrig legierter Stahl mit total weniger als 5 Gew.-% Legierungselementen ist.
51. 51. Stahl gemäss Patentanspruch 50, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungselemente Chrom, Molybdän, Nickel und/oder Mangan sind.
52. 52. Stahl gemäss Patentanspruch 48, festigkeitsvergütet nach dem Verfahren gemäss Patentanspruch 27.
53. 53. Stahl gemäss Patentanspruch 48, festigkeitsvergütet nach dem Verfahren gemäss Patentanspruch 13.
54. 54. Stahl gemäss Patentanspruch 48, festigkeitsvergütet nach dem Verfahren gemäss Patentanspruch 37.