DE1508450A1

DE1508450A1 - Thermomechanische Behandlung von Stahl

Info

Publication number: DE1508450A1
Application number: DE19661508450
Authority: DE
Inventors: Grange Raymond Andrew
Original assignee: United States Steel Corp
Current assignee: United States Steel Corp
Priority date: 1965-04-01
Filing date: 1966-04-01
Publication date: 1969-10-23
Also published as: US3423252A; BE678804A; ES324784A1; NL6604399A; GB1137952A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft die Behandlung von Stahl und insbesondere eine thermomechanische Behandlung bestimmter untereutektoidiacher Stahlarten.

Die gewöhnlichen unlegierten oder niedrig legierten Bau- oder Maschinenstähle sind untereutektoidische Stähle. Demzufolge sind derartige Stahlarten zusammensetzungsmäßig Mischungen zweier Phasen, nämlich Ferrit und Karbid, bei denen die Dispersion der Karbidphase weitgehend die mechanischen Eigenschaften bestimmt. Es ist daher üblich, diese Stähle anschließend an die Warmverarbeitung einer Wärmebehandlung zu unterwerfen, um besondere Eigenschaftkombinationen zu entwickeln. In der

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Patentanwälte Dipl.-Ing. Martin Licht, Dipl.-Wirtsch.-Ing. Axel Hansmann, Dipl.-Phys. Sebastian Herrmann 8 MÖNCHEN 2, THERESIENSTRASSE 33 ■ Telefon: 292102 · Telegramm-Adresse: lipotli/Mönchen

Bankverbindungen: Deutsche Bank AO, Filiale München, Dop.-Kasse Vikrualienmarkt, Konto-Nr. 70/30638 Bayer. Vereinsbank Mönchen, Zweigst. Oskar-von-A^iller-Rinfl, Kto.-Nr. 882495 · Peitschet' -Konto: München Nr. 1i3S»7

OppenouerBüro: PATENTANWALT DR. REINHOLD SCHMDT

letzteren Hinsicht wurde ein Normalglühen, durch das eine Kornverfeinerung hervorgerufen wird und das zu einer Mikrostruktur führt, die aus zwi.schen gleichachsigen Ferritkörnern verteiltem Perlit besteht, zur Verbesserung der Verformbarkeit und Bearbeitbarkeit und zur mäßigen Erhöhung der mechanischen Stärke und Zähigkeit angewandt; in den Fällen, in denen außerordentlich hohe mechanische Stärke und Zähigkeit erwünscht wurden, war es bisher üblich, zur Erzeugung von aus einem einzigen Bestandteil bestehenden Mikrostrukturen aus angelassenem Martensit oder Bainit den Stahl abzuschrecken und anzulassen. Während die letztgenannte Behandlung den höchsten mechanischen Stärkegrad in Kombination mit der besten bisher verfügbaren Zähigkeit bei geringen Temperaturen entwickelt, wird durch diese Behandlung die Verformbarkeit der Stoffe verschlechtert.

Es wurde ein neues thermomechanisches Erfahren für die Behandlung derartiger Stahlarten entdeckt, durch das eine feine fasrige MikroStruktur erzeugt wird, die durch Ferritfasern gekennzeichnet ist, die zwischen den Fasern eines härteren Mikrobestandteils verteilt sind. Dieses neuartige thermomechanische Verfahren verleiht dem Stahl verbesserte Kombinationen von Verformbarkeit und Bearbeitbarkeit, mechanischer Stärke und Zähigkeit, insbesondere der Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, Dies geht aus der Zeichnung hervor,

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in der

Fig. 1 eine graphische Darstellung ist, in der ein Vergleich zwischen den Kerbschlagzähigkeiten von Proben aus SAE 4320 Stahl mit üblicher martensitischer MikroStruktur und Proben mit einer aus faserartigem Ferrit und faserartigetn Martensit bestehenden Mikrostruktur angegeben ist, die durch die erfindungsgemäße thermomechanische Behandlung erzeugt worden ist; wobei beide Proben auf die verschiedenen angegebenen Zugfestigkeiten angelassen worden sind, und

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, in der

ein Vorgleich der Vickers Härtewerte von Proben aus SAB 4320 Stahl mit üblicher martensitischer MikroStruktur und mit einer MikroStruktur aus faserartigem Ferrit plus faserartigem Martensit angegeben ist, die sich aus der erfindungsgemäßen thermomechanischen Behandlung ergibt, wobei beide Proben auf die verschiedenen angegebenen Zugfestigkeiten angelassen worden sind.

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Wie es nachstehend erläutert wird, kann das neue Verfahren erstens dazu verwendet werden, ein faserartig.es Gefüge aus Ferrit und Perlit zu erzeugen, um dem Stahl eine Verformbarkeit zu verleihen, die derjenigen gleichwertig ist, die durch ein Normalglühen erzielt wird, und dem Stahl gleichzeitig eine erheblich höhere mechanische Stärke und bessere Zähigkeit bei niederen Temperaturen zu verleihen, als sie durch eine derartige bekannte Behandlung hervorgerufen wird, oder zweitens dazu, ein Fasergefüge aus Ferrit und Martensit, Bainit und Mischungen

der letzteren zu erzeugen, um dem Stahl dieselbe mechanische Festigkeit, jedoch verbunden mit besserer Verformbarkeit und Zähigkeit bei niederen Temperaturen zu verleihen, als es durch die üblichen Abschreck- und Anlaß-Wärmebehandlungen erzielt werden kann.

Das Verfahren ist auf härtbare untereutektoidische Stahlsorten anwendbar, die zwischen 0,05 und 0,6 % Kohlenstoff enthalten und die die üblichen Legierungselemente bis zu einer Gesamtmenge von 5 % enthalten können« "Härtbarer Stahl" in der hier verwendeten Bedeutung isVein Stahl, der bei Zimmertemperatur vorherrschend ferritisch ist, bei Erwärmung auf geeignete erhöhte Temperaturen im wesentaustenitisch wird und danach bei Abkühlung auf Zimmertemperatur ferritisch wird. Ungeachtet der Legierungsgehalte des

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Stahls spricht der Stahl am besten auf die erfindungegemäße"Behandlung bei einem Kohlenstoffgehalt zwischen 0,1 und 0,4 % an.

Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfaßt die folgenden drei Verfahrensschritte:

(1) Erwärmung: Der Stahl muß auf eine vorbestimmte Temperatur T innerhalb seines kritischen Bereichs erhitzt werden, bei der er in eine etwa 50:50-Mischung aus Austenit und Ferrit umgewandelt wird. Die Temperatur T verändert sich je nach den Kohlenstoff-, Mangan-,Silizium-,Chrom- und Nickelgehalten des Stahls. Natürlich kann diese Temperatur experimentell bestimmt werden, sie kann jedoch in ausreichender Weise aus der folgenden Gleichung errechnet werden:

T - ^Ae ^{+ A}f
2,

in der

T die Erwärmungstemperatur in F ist, A m 1333 - (25x%Mn) + (40x%Si) - (26x%Ni) + (42x%Cr),

A_f e 1570 - (323x%C) - (25x%Mn) + (8Ox^Si) - (32x%Ni) ~

Andere Elemente, die vorhanden sein können, wie z.B. Schwefel, Phosphor, Aluminium, Molybdän, Kupfer uew. haben zumindest in den in üblichen Baustahlsorten vorkommenden Mengen geringen Einfluß auf die Temperatur T und können

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infolgedessen unbeachtet bleiben. Die Erhitzung kann dadurch durchgeführt werden, daß der Stahl aruf die Behandlungstemperatur erhitzt wird oder alternativ Über seinen kritischen Bereich erhitzt wird, um eine vollständige Austenisierung zu bewirken und dann auf die Behandlungetemperatur abgekühlt wird, um eine teilweise Umwandlung des Austenits in Ferrit zu gestatten. Der Stahl muß eine genügende Zeit durchwärmt werden, um seine gesamte Masse gleichmäßig zu erhitzen und eine reproduzierbare Mischung aus Austenit und Ferrit zu gewährleisten. Die tatsächliche Temperatur des Stahls muß innerhalb von 35i?der errechneten Temperatur T liegen, da die Brzielung der Ergebniese der Erfindung die Gegenwart von mindestens 1/3 jedoch nicht mehr als 2/3 Austenit in den aufeinanderfolgenden Verfahrensschritten erfordert,

(2) Mechanische Bearbeitung: Nach Beendigung der Erwärmung besteht der Stahl aus einer Mischung gleichachsiger Ferrit- und Austenitkörner. Der zweite Verfahrensschritt besteht darin, daß man den Stahl in diesem Zustand einer erheblichen plastischen Verformung unterwirft, um diese Körner wesentlich zu verlängern« Mindestens 25 % Verformung müssen in diesem Verfahrensschritt bewirkt werden, und größere Verformungen bis zu 50 % oder mehr sind erstrebenswert; allgemein kann gesagt werden, daß die erhaltene Güte des Stahls

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umso besser ist, je größer die Verformung ist. Ebenfalls ist es wichtig, daß die Temperatur des Stahls während der Bearbeitung nicht nennenswert von seiner Temperatur zu Beginn der Verformung abweicht, da die Mischung aus Austenit und Ferrit bis zu dem abschließenden Verfahrensschritt fortbestehen muß. Die Umwandlung des Austenits zu Ferrit und umgekehrt erfolgt jedoch nicht unmittelbar ^ auf eine Temperaturänderung hin. So wurde bei der praktischen Ausführung der Erfindung festgestellt, daß Schwankungen innerhalb eines Bereiches von +25⁰F und -5O⁰F der anfänglichen Temperatur keine nennenswerte nachteilige Wirkung hat, wenn die Bearbeitung innerhalb normaler Zeiten durchgeführt wird. Bearbeitungebedingungen, die ztt einer Temperaturerhöhung von mehr ale 25 F führen, müssen jedoch vermieden werden, und übermäßige Verzögerungen bei der Durchführung der Bearbeitung erfordern, daß der Stahl nochmale erwärmt wird. Außer in diesem genannten Fall ist die ■ Zeit, die für die mechanische Verarbeitung verwendet wird, nicht kritisch, und die notwendige Verformung kann in einer einzigen Verfahrensstufe beispielsweise durch Strangpressen oder Schlagschmieden oder in mehreren Stufen, beispielsweise durch mehrere nacheinander folgende Walzgänge oder durch viele Schmiedschläge durchgeführt werden.

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(3) Umwandlung: Die Durchwärmung bei der Temperatur T konzentriert im wesentlichen den gesamten Kohlenstoff des Stahls in fester Lösung in den bei dieser Temperatur gebildeten Austenitkörnern, die ungefähr 50 % des Stahlvolumens bilden; der Bearbeitungsschritt verlängert diese Körner und die dazwischen verteilten Ferritkörner zu einem faserartigen Gefüge, das in der Hauptrichtung ihrer Verlängerung ausgerichtet ist. Der abschließende Verfahrensschritt hat die genau gesteuerte Umwandlung der Auetenit — fasern in Fasern eines stärkeren und härteren Feingefügebestandteils zum Ziel« Da verschiedene Umwandlungeprodukte· und die Bedingungen, die zu ihrer Erzeugung notwendig sind, bekannt sind, sind für die Durchführung des abschließenden Verfahrensschrittes verschiedene Alternativen möglich. So können die Austenitfasern unmittelbar nach der Bearbeitung in Martensitfasern umgewandelt werden, indem der Stahl schnell von der Bearbeitungstemperatur T unter seine M Temperatur abgeschreckt wird, oder die Austenitfasern können in Bainitfasern oder Mischungen aus Marteneit und Bainit umgewandelt werden, indem geeignete und bekannte Abwandlungen des Abschreckverfahrens angewandt werden; ferner können die Austenitfasern durch verhältnismäßig langsames Abkühlen, beispielsweise Abschrecken in etehender Luft, in Fasern umgewandelt werden, die im wesentlichen aus Perlit bestehen. Ungeachtet der angewandten Abschreckgeschwindigkeit besitzt der Stahl außerordeitlich gute Zähig-

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keit bei niederen Temperaturen; somit hängt die Wahl der Abschreckung in erster Linie von der Höhe der gewünschten mechanischen Festigkeit und Verformbarkeit ab. In letzterer Hinsicht wird die größte Festigkeit durch Abschreckung zu Martensit erzielt, während die beste Verformbarkeit durch Abkühlung des Stahls zur Erzeugung von Perlitfasern hervorgerufen wird,

Die folgenden speziellen Beispiele sollen die Anwendung des Verfahrens bei der Behandlung besonderer Stahlzusainniensetzungen sowie die Ergebnisse und Vorteile dieser Behandlung gegenüber den töcannten Behandlungen veranschaulichen.

Beispiel 1 betrifft die Behandlung eines SÄE 4.120-S tahls, der folgende Elemente enthält :

C Mn P S__ Si Ni Cr Mo

0,21 0,73 0,002 0,010 o,25 1,80 0,80 0,22.

Für die Behandlung dieses Stahls durch das erfindungsgemäße Verfahren wurde die Behandlungstemperatur gemäß der oben genannten Formel mit etwa 745°C (1.375 F) bestimmt. Eine 12,7 mm dicke Platte aus diesem Stahl wurde auf die genannte Temperatur erhitzt, eine Stunde lang durchwärmt und dann bei dieser Temperatur auf eine Dicke von 4,318 mm gewalzt (etwa 65%ige Reduzierung), woraufhin die Platte

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sofort in Salzlösung unter ihre M -Temperatur abgeschreckt wurde. Die metallographische Untersuchung von Proben des auf diese Weise behandelten Stoffes ergab ein faserartiges gemischtes Feingefüge, das aus länglichen Ferritfasern bestand, die in länglichen Martensitvolumen verteilt waren, wobei die letzteren etwa 55 bis 60 % der Mischung bildeten. Zu Vergleichszwecken wurde eine ähnliche Platte des gleichen Stahls auf dieselbe Dicke bei einer Temperatur von 927°C (1.700°F) heißgewalzt, woraufhin sie einer üblichen Härtungsbehandlung unterworfen wurde, indem sie bei 927 C durch- wärmt und sodann in Salzlösung unter ihre M -Temperatur

abgeschreckt wtude, Die metallographische Untersuchung ergab, daß das in bekannter Weise behandelte Produkt über seine gesamte Dicke ein vollständig martensitisches Gefüge aufwies.

Beide der oben genannten Produkte wurden anschließend angelassen und ihre Kerbschlagzähigkeiten über einen Temperaturbereich von 24 C bis -192 C unter Verwendung von "quarter-width Charpy V-notch-Proben (CVN)"untersucht. Bei Raumtemperatur (24°C) hatten beide Proben im wesentlichen die gleiche KerbscHagzähigkeit, zwischen 1,66 und 2,208 kp m, je nach der Anlaßtemperatur, und beide zeigten einen Verformungsbruch; bei den in üblicher Weise abgeschreckten und angelassenen Proben fand der Übergang zum Sprödbruch bei etwa -129°C statt, während die thermo-

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mechanisch behandelten Proben sogar bei -193 C noch mit einem Verformungsbruch brachen. Es wurde festgestellt, daß diese Überlegenheit in der Zähigkeit des Stahls bei niedrigen Temperaturen bei allen Anlaßtemperaturen im Bereich zwischen 204,4 und 537,8 C vorhanden waren. In diesem Temperaturbereich wurde die höchste Kerbechlagzähigkeit, d.h. Energieaufnahme, bei einem Stoff erzielt, der bei 204,4°C angelassen worden war; die geringste Kerbechlagzähigkeit wurde bei einem Stoff erzielt, der bei einer Temperatur um 426 C angelassen worden ist. Zu Vergleichszwecken And die Kerbschlagzähigkeiten der beiden Produkte, die für verschiedene Zugfestigkeitewerte angelassen worden sind, in Fig.l veranschaulicht.

Die mechanischen-Eigenschaften beider Produkte, die über zwei Stunden bei 204,4°C angelassen wurden, sind in der unten stehenden Tabelle I aufgeführt:

TABBLLB I

Thermomechanisch Konventionell Zugfestigkeit, kg/cm 14.644 15.232

Streckfestigkeif, kg/cm ⁺ 12.558 13.132 Dehnung, % auf 25,4 mm 13 12

Kerbschlagzähigkeit, kp m++ 1,313 0,83

Kerbschlagbruch ++ Verformungsbruch Sprödbruch +0,2 % Dehnung

_{+ +} bei -193°C untrer ₄ ^ν·™·«*»»β von "qu.rter-width-CVN-Ppoben

Wie in der obigen Tabelle veranschaulicht, sind die

Zugfestigkeit und die Streckfestigkeit von SAE 4320 Stahl

2
nur um etwa 560 kg/cm geringer, wenn der Stahl nach dem Verfahren gemäß der vorliegenden Brfindung behandelt worden und bei 204°C angelassen worden ist. Dieser Unterschied nahm bei Erhöhung der Anlaßtemperatur ab, und die Stoffe zeigten im wesentlichen die gleichen Zug- und Streckfestigkeiten, wenn sie bei 538 C angelassen wurden. Der kleine Betrag dieser Unterschiede in den Festigkeiten ist bemerkenswert, wenn man bedenkt, daß der thermomechanisch* behandelte Stoff annähernd zur Hälfte aus voreutektoidem Ferrit bestand. Die erwartete Wirkung eines derartigen Ferritvolumens wäre, daß es den Stahl erweicht und schwächt. Härtemessungen an den beiden auf die gleiche Zugefestigkeit angelassenen Produkten bestätigen die Erweichung, verneinen jedoch die Schwächung des Stahle; wenn beispielsweise beide

Stahlarten auf eine Zugfestigkeit von 14,000 kg/cm angelassen sind, weist der in herkömmlicher W_eiee behandelte vollständig mftrtensitische Stahl eine Vickerehärte von etwa 430 auf, während die Vickershärte der thermomechanisch behandelten Probe etwa 400 beträgt. Auf der Grundlage der üblichen Härteinterpretation sollte eine Verringerung um 30 Punkte in diesem Bereich von einer Verringerung um

2
etwa 1050 kg/cm Zugfestigkeit begleitet sein. Die das Verhältnis von Härte zu Zugfestigkeit dieser beiden Stoffe

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darstellenden Kurven über den Bereich von 8.400 bis

15.400 kg/cm sind in Fig.2 dargestellt. Aus diesen Kurven geht hervor, daß die vorliegende Erfindung weichere und daher besser verformbare und verarbeitbare Stahlsorten ohne die dadurch bedingte bisher für notwendig erachtete Verringerung der Festigkeit schafft.

Die unerwartet hohen Festigkeitswerte, die durch die erfindungsgemäße Behandlung erzielt werden, werden dem hohen Kohlenstoffgehalt des Martcnsits zusammen mit der faserartigen Natur des erzeugten Feingefüges zugeschrieben; die erhebliche Verbesserung der Zähigkeit bei niederen Temperaturen, der Verformbarkeit und der Verarbeitbarkeit wird dem großen Anteil an Ferritfasern zugeschrieben, die zwischen den Fasern dos härteren und stärkeren Feingefügebestandteiles dieses Gefüges verteilt sind.

Beispiel 2: Die Wirkung der Fasernatur des erfindungsgemäß erzeugten Gefüges im Vergleich zu dem nicht faserartigen Zustand, der durch Wärmebehandlung entwickelt wird, ist in dem folgenden Beispiel veranschaulicht, in dem ein Stahlmit der folgenden Zusammensetzung C Mn P S Si Ni Cr Mo

0,15 0,73 0,008 0,005 0,29 1,76 0,46 0,28 der folgenden Behandlung unterworfen wurde:

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Behandlung A (thepinomechanisch) : Stäbe dieses Stahls mit einer Dicke von 19,05 mm wurden über 20 Minuten auf 927 C erhitzt, sodann in einem Bleitopf bei 743°C abgeschreckt und auf dieser Temperatur eine Stunde lang gehalten, woraufhin sie in fünf Walzgängen auf eine Dicke von 4,191 mm gewalzt wurden (Reduzierung « 78 %), Um zu gewährleisten, daß das Walzen bei 743°C durchgeführt wird, wurden die Proben nach jedem Walzgang in den Bleitopf zurückgebracht. Nach dem letzten Walzgang wurde der Stahl in Salzlösung abgeschreckt und anschließend bei 204 C über zwei Stunden angelassen. Die metallographische Untersuchung zeigte, daß die Behandlung das gewünschte fasorartige Feingefüge aus Ferrit und Martensit in einem Verhältnis von etwa 50:50 hervorgerufen hat,

Behandlung B (Wärmebehandlung) : Stäbe des genannten Stahls, die zuvor auf eine Dicke von 4,191 mm durch übliche Walzverfahren reduziert worden waren, wurden ebenso wie bei der Behandlung A behandelt, mit der Abweichung, daß der mechanische Bearbeitungsschritt weggelassen wurde. Die metallographische Untersuchung dieses Produktes ergab eine im wesentliche gleichförmige Mischung aus gleichachsigen Ferrit- und Martensitkörnern; außer daß das Gefüge dieses Produktes keinen Fasercharakter aufwies, war es erheblich grober als das durch die Behandlung A erzeugte.

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Die mechanischen Eigenschaften des durch die Behandlungen A und B modifizierten Stahls sind in der unten stehenden Tabelle II aufgeführt:

TABBLLB II

Behandlung ^MB^M Behandlung "A^M

(Wärmebehandlung) (Thermomechanisch)

Zugfestigkeit, kg/cm² 10 066 11 564 Streckfestigkeit, kg/cm² 6 804 8 554 Dehnung, % auf 26,4 mm 9,5 11,5 CVN Kerbschlagbruch- _ _ _{±70 g} Übergangstemperatur, C —*⁴»⁰ ~ »^ö·

Es ist offensichtlich, daß alle diese Eigenschaften durch die thermomechanische.Behandlung gefördert werden und daß insbesondere die Fasernatur des durch diese Behandlung erzeugten GefUges ein Hauptfaktor bei der Verbesserung ist, besonders hinsichtlich der Verbesserung der Zähigkeit bei niederen Temperaturen.

Die Wirkung der Temperatur bei dem mechanischen Bearbeitungsschritt oder genauer gesagt die Wirkung des Volumens des vorhandenen Austenitanteils sind im untenstehenden Beispiel 3 veranschaulicht. Proben von einer warmgewalzten Stahlplatte mit der folgenden Zusammensetzung:

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C Mn Si Ni Andere Elemente 0,18 0,67 0,17 1,07 Normale Restmengen

wurden bei 704°C, 724°C, 766°C und 793°C thermomechanisch behandelt. In jedem Fall bestand die Behandlung aus Erwärmung, Durchwärmung und Walzen zur Erzielung einer 65 %xgen Querschnittsreduzierung bei der Versuchstemperatur, sofort darauffolgende Wasserabschreckung von dieser Temperatur und anschließendes Anlassen bei 204 C über zwei Stunden. Die Proben wurden metallographisch untersucht und zeigten alle ein faserartiges Feingefüge aus Ferrit und MartensLt; der Volumenanteil des während des Bearbeitungsschrittes vorhandenen Austenits wurde durch Berechnung der erzeugte Martensitmenge bestimmt. Die mechanischen Eigenschaften dieser Stoffe sind in der nachstehenden Tabelle III aufgeführt.

TABELLE Hl'

Behandlungstemperatur G 704 724 766 793 Volumenanteil an Austenit 0,1 0,25 0 6 0 8 vor dem Abschrecken

0,2 % Dehnung Streckfestigkeit

(kg/cm²) ^{4 683 5 432 5} 318 7

Dehnung (% auf 25,4 mm) 19 16 18 9 5 +Kerbschlagzähigkeit bei

26,7°C (kp m) 1,73 1,38 1,865 1,38

+Kerbschlagzähigkeit bei

- 129⁰C (kp m) 0,14 0,83 1,52 1,04

+"quarter-width" CVN-Proben.

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Be ist offensichtlich, daß die optimalen Wirkungen, insbesondere hinsichtlich der Verformbarkeit und der Zähigkeit bei niederen Temperaturen mit einem Aus ten Ltvolumenanteil um 0,5 bei dem Bearbeitungsschritt zusammenhängen. Dementsprechend wird das vorliegende Behandlungsverfahren bevorzugt bei einer Temperatur durchgeführt, die oo nahe wie praktisch durchführbar bei der Mitteltempera tür des kritischen Temperaturbereichs des StahLs liegt. Wie zuvor erläutert, ändert sich diese Temperatur mit der chemischen Zusammensetzung des Stahls, kann jedoch unter Verwendung der oben beschriebenen Formel bestimmt bzw. errechnet werden. Die obigen Angaben zeigen GUteeigonsehafton, die weitgehend verloren gehen, wenn der Austoni tanteiL nur 0,25 beträgt oder 0,8 % erreicht. Eu wurde jedoch festgestellt, daß die durch die Erfindung orzieLton Vorteile weitgehend über den Bereich von 1/3 bis zu 2/o Antienit erzielt werden. Demzufolge kann die Behandlung bei jeder Temperatur durchgeführt werden, bei der die Gegenwart und Erhaltung von Austenit in diesem Bereich während dos mechanischen Bearbeitungsschrittes gewährleistet ist.

Wie weiter oben bemerkt, verleiht die Abschreckung des Stahls nach dem thermomechanischen Behandlungsschritt zur Umwandlung der Austenitfasern in Martensitfasern dem Stahl die höchsten Festigkeitswerte. In den Fällen, in denen in

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erster Linie die leichte Verformbarkeit des Stahls beabsichtigt ist, sollte die Abkühlung zur Bildung von Perlitfasern vorgenommen werden. Die folgenden Beispiele veranschaulichen die Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens für den letztgenannten Zweck und deren Brgebnisse,

Beispiel. 4: Eine Platte aus dem in Beispiel 3 verwendeten StahL mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,12 % und einem Nickelgehalt von 1,0 % wurde auf 927°C erhitzt und unter die M,-Temperatür abgeschreckt, woraufhin sie bei 733 C eine Stunde lang durchwärmt, bei dieser Temperatur zur Erzielung einer 05 /£igen Dickenroduzierung gewlzt und sodann in stehender Luft auf Zimmertemperatur abgekühlt wurde. Die einleitende Erhitzung auf 927 C und die Abschreckung verfeinert da« Korn des Stahls und ist vorteilhaft und ist ein bevorzugtes Verfahren, obwohl diese Verfahrensschritte nicht für die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung von Bedeutung sind. Das Feingefüge des Produktes bestand aus feinen Ferrit- und Per Iitfasorn, die in der Walzrichtung ausgerichtet waren. Zu Vergleichszwecken wurde eine zweite Platte des gleichen Stahls einer üblichen Normalglühbehandlung unterworfen, die darin bestand, daß der Stahl bei 927°C 20 Minuten lang durchwärmt und an der Luft abgekühlt wurde. Das Feingefüge dieses Produktes bestand aus feinem Perlit und gleichachsigen Ferritkb'rnern. Die mecha-

BAD ORIGINAL

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nischen Eigenschaften dieser beiden Erzeugnisse sind in der nachfolgenden Tabelle IV miteinander verglichen :

TABBLLB IY

Behandlung Thermomechanisch Normalglühen Zugfestigkeit, kg/cm² 6 125 5 488 A

Streckfestigkeit, kg/cm² 5 236 3 563 Dehnung auf 25,4 mm 24,5 28

CVN Kerbschlagbruch- .,__ ._ _Λ Übergangstemperatur ⁰C " ¹⁷³ " ⁶⁵'⁰'

Die Überlegenheit der durch das thermomechanisehe Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung behandelten Platte ist. offensichtlich. Die Streckfestigkeit ist fast um 50 % höher und die Zähigkeit bei niederen Temperaturen ist erheblich verbessert. Tatsächlich ist die Zähigkeit bei niederen Temperaturen besser als diejenige, die bei dieser Stahlart durch Übliches Abschrecken und Anlassen erzielt werden kann.

Beispiel 5: Der Stahl war ein unlegierter SAE 1020 Stahl mit der folgenden Zusammensetzung:

C Mn P S Si Al

0,20 0,53 0,016 0,030 0,24 0,031

in Form einer 12,7 mm dicken warmgewalzten Platte. Die

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Mitteltemperatur zwischen A und A_ dee SAB 1020-Stahls

S IT ·

beträgt etwa 774 C, Die thermomechanische Behandlung wurde bei dieser Temperatur durchgeführt* Bei dem Walzvorgang wurde eine etwa 50%ige Reduzierung bewirkt, und das Produkt wurde an der Luft abgekühlt. Die Behandlung verlieh dem Stahl ein faserartiges Feingefüge aus Ferrit und Perlit.

Die mechanischen Eigenschaften des Produktes sind mit den mechanischen Eigenschaften des Stahls in normalgeglühtem Zustand in der folgenden Tabelle V verglichen;

TABBLLB V

Behandlung

5	110 .	4	725
3	997	3	150
33	,5	38

Thermomechanisch Normalgeglüht

Zugfestigkeit, kg/cm

Streckfestigkeit, kg/cm Dehnung,% auf 25,4 mm

CVN Kerbschlagbruch-Übergangstemperatur C - 79 - 40.

Wie bei dem vorhergehenden Beispiel ist es ersichtlich, daß die thermomechanieche Behandlung dem Stahl eine außerordentliche Zähigkeit für niedere Temperaturen verleiht, sowie die Streck- und Zugfestigkeiten über die Werte erhöht, die durch das bekannte Normalglühen erzielt werden können.

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Während in der vorliegenden Beschreibung einige besondere Aueführungeformen der Erfindung beschrieben worden sind, ist es offensichtlich, daß Abwandlungen innerhalb des Rahmens der nachfolgenden Ansprüche vorgenommen werden können.

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Claims

PATENTANWÄLTE ,, Dipl.-Ing. MARTI N LICHT^ ^ ^ ^ ^ PATENTANWÄLTE LICHT, HANSMANN, HERRMANN Dr. R E I N H O L D S C H M I D T Mönchen ». THERESiE^IKAm U^ ^^Oipl.-Wirtsch.-lng. AX E L H A N S MA N N • pipL-Phys. SEBASTIAN HERRMANN UNITBD STATBS STBBL CORPORATION Mönchen,den 1. April 1966 PITTSBURGH / PBNNSYLVANIBN ]hrMdwn' un,efZ.id»n WILLIAM PENN PLACB 525 V. St. A. Patentanmeldung ι "Thermomechanische Behandlung von Stahl" PATENTANSPRÜCHE

1. Verfahren zur Behandlung härtbaren untereutektoidischen Stahls zur Schaffung hoher Festigkeit zusammen mit guter. Verformbarkeit, Bearbeitbarkeit und Zähigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl auf eine Temperatur innerhalb seines kritischen Temperaturbereichs zur Bildung eines Feingefügee erhitzt, das mindestens zu 1/3 und höchstens 2/3 aus Austenit, Rest Ferrit besteht' und bei dem Austenitkörner mit Ferritkörner durchsetzt sind, daß man den Stahl [einer erheblichen Querschnittsreduzierung unterwirft und den Stahl sodann zur Umwandlung des Austenits abkühlt»

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Patentanwälte Dipl.-Ing. Martin Licht, Dipl.-Wirtsch.-Ing. Axel Hansmann, Dipl.-Phys. Sebastian Herrmann 8 MÖNCHEN 2, THERESIENSTRASSE 33 · Tel.fon: 2Ϊ2102 · T«l*gramm-Adre»«e. Llpotli/München

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Oppenauer Büro= PATENTANWALT DR. REINHOLD SCHMIDT

4»

2. Verfahren nach Anspruch I₁ dadurch gekennzeichnet, daß die erhebliche Quersrhnittsreduzierung zur Erzielung einer Reduzierung \^a mindestens 25 % durchgeführt wird«

3« Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Stahle während der

erheblichen Querschnittereduzierung auf einem Wert ™

im Bereich von +14 bis -28°C der genannten kritischen Temperatur gehalten wird,

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlung des erheblich querschnittsreduzierten Stahle mit einer Geschwindigkeit stattfindet, bei der der Austenit zu FeingefUgebestandteilen umgewandelt wird, die aus Martensit und Bainit und Mischungen dieser Beetandteile bestehen, um einen Stahl zu erzeugen, g der durch Fasern dieser Strukturbestandteile gekennzeichnet ist, die mit Ferritfasern durchsetzt sind.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl auf die gewünschte Zugfestigkeit angelassen wird.

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6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlung dee erheblich querschnittsreduzierten Stahls auch mit einer Geschwindigkeit durchgeführt wird, bei der der Austenit zu FeingefUgebestandteilen umgewandelt wird, die auch Perlit umfassen·

^ 7. Verfahren naSi Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlung des erheblich qnerschnitteredtizierten Stahle mit einer Geschwindigkeit stattfindet, bei der der Austenit im wesentlichen in Perlit umgewandelt wird, um einen Stahl zu erzeugen, der durch mit Ferritfaeern durchsetzte Perlitfasern gekennzeichnet ist«

8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl vor der erheblichen Querschnittereduzierung auf eine Temperatur erhitzt wird, die inner-

W halb 19,4°C von der Mitteltemperatur seines kritischen Temperaturbereichs liegt.

9, Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Mitteltemperatur des kritischen Bereichs der Brhitzungstemperatur »durch die Formel

T - ^As ^{+ A}f

bestimmt wird, in der T » Behandlungstemperatur in F

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A_o = 1 333 - (25χ%Μη) + ("4OxJiSi) - (26x7.Ni) + (42x%Cr)

A_f β 1 570 - (323x%C) - (25x?.Mn) + (8OxfoSi) -(32x%Ni)-

10« Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet) daß es auf einen Stahl angewandt wird, der zwischen 0,05 und 0,6 % Kohlenstoff und weniger als 5 % Legierungeelemente enthält.

(ly. Härtbarer untereutektoidischer Stahl, der nach dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10 erzeugt worden ist, dadurch gekennzeichnet, daß er zwischen 0,05 und 0,6 % Kohlenetoff und weniger als 5 % Legierungselemente enthält und ein faserartiges Feingefüge aufweist.

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