DE1508453A1

DE1508453A1 - Verfahren zum Vergueten von Stahl hoher Festigkeit mit Austenit-Martensit Feingefuege

Info

Publication number: DE1508453A1
Application number: DE19661508453
Authority: DE
Inventors: Zackay Victor Francis; Parker Earl Randall; Krahamadhatik Venkata Ravi
Original assignee: US Atomic Energy Commission (AEC)
Current assignee: US Atomic Energy Commission (AEC)
Priority date: 1965-10-15
Filing date: 1966-10-12
Publication date: 1969-10-23
Also published as: GB1165728A; FR1502127A; SE325591B; US3413166A

Description

Dio Erfindung betrifft ein Verfahren zum Vergüten von Stahl unter Verwendung einer Stahllegierung, die auf die zur Bildung eines Auotenitgefüges erforderliche Temperatur erhitzt und sodann zur Stabilisierung desselben abgekühlt wird.

Die ürli-udun^ hat zur Aufgabe, ein Verfahren zur St-ahlvergütung zu schaffen, mit dem sich ein Austenit-aiartensit .üdngefüge besonders geringer Korngröase erziehen lässt und Festigkeit und Ziehharkeit des Stahls ganz wesentlich verbessert werden.

Die Aurgabe Aird erfindungage&aß dadurch gelöst, daß nach Bildung eines stabilen Austenitgefüges durch Erhitzung und. anschließendes Abschrecken die abgekühlte 3tahllegierung .zur Erzielung eines Versetzunganetzea noher Dichte und mit stark abgeprägten Versetzung linien vji'iunat und der veriormte Stahl unter den „iartensit - Um-■»v;.ridiUii;-'.,spu:a-.t ubjickühlt .vird, wobei sich Ln dem Vex-jetzungsneuz .döj AUötenitfjefüges IvlarLensitplättchen Duden, der Staiil zur BiI- und Af_JtJLuiue!.'uciou von Carbiden in dem rietsz sodann

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wird, und er darauf in mehrfacher Folge bei immer niedrigeren Temperaturen abgeschreckt und angelassen wird um eine weitere Martensitbildung geringerer Korngröße ds die des zuerst gebildeten Martensits herbeizuführen, und dai^ schliessxich der Stahl zur Verbesserung seiner Ziehbarkeit nochmals angelassen wird.

Hierbei schlagen sich während der mehrfachen Folge "Abschrecken-Anlassen" die Carbide auf dem während der Verformung gebildeten Versetzungsnetz nieder. Die besonders geringe Größe der gebildeten Martensitplättchen ist dabei wahrscheinlich darauf zurückzuführen, daß sie in dem Versetzungsgefüge mit den dort niedergeschlagenen Carbiden eingeschlossen sind.

wach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird zunächst eine Verformung des ein Austenitgefüge aufweisenden Stahls bei einer unterhalb der Anlasstemperatur liegenden Temperatur vorgenommen. Die bevorzugte Verformungstemperatur liegt bei 500° C, da bei dieser Temperatur die Versetzungen sich durch das Gitter bewegen und dazu neigen.,, sich in getrennten regelmäßigen Anordnungen zu gruppieren, anstatt sich im Gitter willkürlich zu verteilen. Da die Zahl der Versetzungen inetwa proportional/TBT;, nän|i cßisPvi rbes se rung der Zugfestigkeit ihrerseite von dem Grad der Verformung ab. Eine Mindestverformung von 25# ist erforderlich, um die stark ausgeprägten Gleitlinien zu erzeugen, auf denen sich die Carbide niederschlagen. Bei geringerer Verformung tritt die gewünschte hohe Festigkeitszunahme nicht ein. Die Maximalverformung liegt bei etwa 90%.

iiach der Warmbehandlung wird der Stahl abgeschreckt, und ZAar auf eine Temperatur die etwas unterhalb des M_D Punktes liegt. Als M₀ Punkt wird dabei die Temperatur bezeichnet, bei der die erste Martensit-Umwandluntf. des Verfahrens eintritt, wahrend M_f die Temperatur der später eintretende Umwandlung des größten Teils des Austenit in Martensit bezeichnet. Der M Punkt soll merklich unter Zimmertemperatin? liegen, et.va bei -30 bis -40° C, um eine spontane Umwandlung in Martensit auszuschalten. Die nach dem Abschrecken gebildeten Martensitplättchen sand von sehr geringer Größenordnung, da sie in dem Versetzungsgitter eingeschlossen sind. Es sei die hierzu auf die beigefügten Mikro-photographien (Fig. 1-4-) sowie die Ausführungen weiter unten verwiesen. χ

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	C	Tabelle I	Ni	Gewicht	%	1	Si
	O.23		21.4ο		Mo	1	_
Typ	0.69	Legierungselement,	13-57		-	1	-
No. 51	O.7O	Cr	• 9.88		-	1	-
No. 62	O.23 ■	2.94	19-93		-		.32
No. 63	0.46	5.O2	13.too	1	• 95		.47
6481	O.23	7.29	14.98	2	.00	.92
6473	O.47	^.14	9-97	1	.97	.90
A-1	4.b8		1	.94
A-2	4.68
	5.b3

Wie bereits ausgeführt, ist es wesentlich, daß der M Punkt merklieh unter Zimmertemperatur liefet, in der Reyel etwa bei -30 bis -40 G, da sich der Stahl dann ohne Geiahr spontaner Martenijitbildung behandeln lässt. Weiterhin iüt wesentlich, daß zwischen den Carbidbildern und dem Kohlenstoiibenalt des Stahls Gleichge*ieht besteht und auirecnern^lten v.ira.

Zu diesem Zwerck wurde genügeiid Chrom una itolybdän bei^e.. eben, um den ^euuoiten XiOhlenbtoii der Le^i-i'un^ zu binden. Dabei urden die Chrou^arbiae Cr C , Ci,.C und Cr₂C iestt,estellt.

Am hkuiifeSteu in Cnroinscahicn ist die Vv-i-binaune. Cr C.. ν.₄ carbide ^inu in de;. Verbindungen «iOü ui^a wo_C DeIw.nut, jedocJ. besteht der ^ieaei-üchlat- in austeceiupti te.., Stci.l aus ü:oC. hy wurde daher im Vorlie^enden Fall d»von au₃₆,. ui_H .tu, aaii Ci- α ie Vei-binaung Gr. ,C und ^o die V-x-binduiif, j.;oC eih_beht. nickel wui at.· um den M lunkt dei !.efaier-i-t. ntibDzubeLzen, Silizium um den Härtunt,swiüerstand zu erhöhen. De. üu,ö;z von Si lül.iL'.^ in vorliegenden Fall zu etwas besocivn ZukJ.estit__;i.eit6werten, '.votc-i yicii auch die Ziehoarktit noch VtiDes-crte, zaaindet.t aber eii.alten blieb.

i: Aird waci. de... «Dochrecken dcis hierbei ^e Martensix, ai^f-elaaüen. Hici'üei v.eiaei. die Caibide cus <i~\- ausg,elallt una beladen üicn aui ueii horn^.renzi lachen ni wodurcn aie Korntröisu aes spater ^tbiiaeutn :iari;e^sit c^_e wird. Der miedersen-ta^ de. Carbiae iUi.jt zu euer he·· b^fetz' -^ Ursprü^.1 ionen 90984 3/07 4 1 * ' ^ -Γ/

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M_ Punktes, und der Stahl wird daher bei jeder folgenden Stufe auf einen niedrigeren Wert abgeschreckt. Die optimale Differenz zwischen den Äbschreckungstemperaturen aufeinanderfolgender Stufen liegt bei 20-25° 0, wobei sich jedoch je nach der Legierung auch-andere Differenzwerte ergeben. Nach jedem Abschrecken wird der Stahl ange-. lassen. Die unteren werte der Abschrecktemperatur lagen bis zu -196° C (Verflüssigungspunkt von Stickstoff), wobei "sich je nach dem Differenzwert weniger als 10 Stufen ergaben.

Bei ersten Versuchen wurde zuiächst das gesamte Austenit in Martensit umgewandelt. Der so vergütete Stahl besaß die erwünschte hohe Festigkeit auf Grund des erzielten Feingefüges, war aber dabei sehr brüchig, und besaß eine Ziehbarkeit von weniger als 4%. Überraschenderweise stellte sich dann aber heraus, dasr hohe Festigkeit und Ziehbarkeit dadurch erreicht werden, daß zwar der größere Teil aber nicht alles Austenit in Martensit umgewandelt wird, wobei das .überwiegende Martensit Feingefüge offenbar in das Austenitgefüge eingebettet ist. Stahl der Güte 1A nach dei Figur .1 besitzt ein Feingefüge von etwa 60% Martensit und 40% Austenit, und weist eine Zugfestigkeit von 27bOOO psi und eine Dehnung von 27% auf.

,Die Erfindung sei &n hjnü e^ued Beispieles für Stahl der Güte 1A und dex Zeichnungen naher erläutert. Die Figuren 1-4 zeigen dabei in Form von Mikro-photogrphien in 800-facher Vergrösserung die Auswirkungen der erfinaun^sgexaäasen Schritte auf 1A Stahl.

Barren des im Induktionsofen erschmolzenen 1A Stahls von etwa 7 cm Durchmesser und 1o ein Lange wurden in träger Atmosphäre gegossen und zu 1 χ 2 cm Vie.kantsöücken geschmiedet und auf die Grosse 0.6 χ O.ü cm geschliffen. Hiervon wurden Längen von 10 cm zur. Bildung eines Austenitgefüges bei 1100° C 1 Stunde warmbehandelt. Bei Stahl der Güte 2A l&g die Temperatur bei 1200° 0. Infolge des hohen Chrom- uria Mckelgehalts war die Verwendung einer trägen Atmosphäre nicht erforderlich. Die Stücke wurden an der Luft auf Zimmertemperatur-abgekühlt und metallügraphisch auf Härte 'geprüft um sicherzustellen, daß die verwendeten Stücke ein 100 % iges Austenitgefüge aufwiesen. Die Stücke wurden sodann durch Abchleifen gereinigt, in kurze Stücke geschnitten, und in rostfreie Stahlrohre

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von etwa 1-3 cm Durchmesser und 109 mm Wandstärke eingeschlossen, um so während des Auswalzens eine überall gleichmäßige Temperatur zu gewährleisten.

Vor und während des Auswalzens wurden die Stücke in einem Kohrofen erhitzt, wobei die Vorwärmzeit vor dem walzen, die den Zweck hatte das .Rohrgehäuse und die probe auf die Walztemperatur von 400 °u zu bringen, 15 Minuten betrug. Die Verformung erfolgte in Stufen von zunächst. 0.64 mm pro Walzgang, und sodann 0.39 mm pro walzgang während der letzten Verformung. Nach jedem zweiten Walzgang wurden, die Stücke im Ofen 2 Minuten lang nacherhitzt. Mit Hilfe eines Infrarot-Pyrometers wurde die Temperatur der Probe während des Walzdurchgangs möglichst konstant getialten. ü!ine Verringung der uicke um ÖOfo erfolgte in weniger als 1 Stunde. Nach dem letzten Durchgang wurde dieProbe zur Stabilisierung des Austenitgefüges mit Wasser abgeschreckt, aus dem ßohrgehäuse herausgeschnitten und zur metallographischen untersuchung gegeben.

Die Probe wurde hierauf von Zimmertemperatur auf eine bestimmte Anlasstemperatur erwärmt und abgeschreckt und dies mehrere Male wiederholt, bis die von Stufe zu Stufe ständig verringerte Absciirecktemperat.ur den Tieist.vert erreichte. Die Anlaoaerwarmung wurde dabei in einer uitratsalzsciüuelze in einem elektrisch erhitzten Behälter vorgenommen, wobei die Anlaastemperaturen gem. TabelleII je nach dem. untersuchten Stahl bei 450. 500, und 600 C lagen, jfür das Abschrecken bei Tiefsttemperaturen wurde Äthylalkohol, dem zur Stufenweisen Verringerung der Temperaturwerte xlüasiger Stickstoff beigegeben wurde , verwendet. Die Temperatur der Kälteflüsai^keit wurde mit einem Thermoelement gemessen; das Bad wurde zur Vermeidung von Temperaturgefälle häufig gerührt, una eine genaue Temperaturregelung durch Verwendung kleiner Proben und großer i'lÜB^igkeitsmengen erleichtert.

Während der ernten Stufe wurden die ±-roben auf die konstante Anlaostemperatur von 600 ⁰O" für aie Dauer von 10 Minuten erhitzt, und sodann 5 Minuten auf -35 ⁰C abgeschreckt. Diese Behandlung wurde 9-mal mit der gleichen Anlasstemperatür von öüO ⁰U und von Stufe zu Stufe um 25 °0 abnehmenden Abschrecktemperaturen wiederholt,

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-b-

, ο

Wach deal letzten Abschrecken bei -196 G wurden die Proben 30 Minuten bei 600 C Angelassen. Sie wurden darauf elektropoliert, elektrolytisch, geätzt, und auf einer Instron-Festigkeit sprühvorrichtung mit einer Kreuzschlittengeschwindigkeit von 0.1 cm pro Minute geprüft.

Aus der Tabelle II sind die Zugfestigkeits.^erte für 1A Stahl und andere Güten, mit und ohne letztes 30 Min. anlassen, ersichtlich. Ohne diese SchluöBteuiperung, ist dia Streckgrenze 206,6 kpsi und die Zugieütigkeit 27b,1 kpsi bei einer Dehnung von 2?%. Durch die Schi us s temper uxig wird eine geringfügige Zunahme der Dehnbarkeit (2ö>b) mit einem Veilutt hinsichtlich der Streckgasnze (157»1 kpsi) erkauft. Das gleiche gilt für 2A-Stahl, nur daß die Herabsetzung der Streckgrenze nicht ganz so ausgeprägt idt.

	BEHAiMDLUwG	°C	Tabelle II	FESTIGKEIT, kISI	Zugfes tigkeit	Deh nung	Flachen- verrin Kerung
	Verfor- ' mung>	450		Streck grenze	192.5	15	—
LEGIE-	80	450		17b	270.9	9	—
	60	4^0	Anlassbemp. ' 'd.Stufen- behandluxigj	21fc.2	186.8	8	—
51	80	400	500	142.2	242	26	37
62	80	400	500	197	2u1	26	37
63	60	400	500	201.2	276.1	27	36
A-1	80	400	600	206.6	247.1	28	38
A-I	60	600	oOO	157.1	286.6	16	14
A-1 *	80	600	üOO	229.1	29Ο.Ο	16	15
A-I ^	80	600	600	220.1	281.1	15	15
A-2	80	600	4.bO	235.7	340.5	14	13
A-2	CO	600	450	162.4	351.0	19	—
A-2	80	450	172.7
A-2 ^v '	450
A-2 ^^C^	450

Vgl. Figur 1.
(a) achluüstemperung bei 6 00° C, 30 Minuten

(b) SchLus.ü;emperung bei 550 C, 15

(c) ßchluLSubeüiperung bei 550° C, 50

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Der ohne die 50 Min. Schlusstemperung vergütete 1A Stahl ist in Fig. 1 gezeigt. Vor der Aufnahme wurde er elektrolytisch poliert und mit 2% iger Nital-Lösung geätzt. Bei genauer Betrachtung sieht man, daß die durch das wiederholte Anlassen niedergeschlagenen Carbide entlang den Versetzungegrenzflächen gleichmäßig verteilt sind. Der niedrige Kohlenstoffgehalt des 1A-Stahls hat ein Fein gelüge mit einem hohen Gehalt nicht umgewandelten Austenits zur Folge, wie aus den weissen Flächen in der Fig. 1 deutlich ersichtlich ist. Schätzungsweise beträgt der Austenit Anteil 60fa, und der aus den dunklen flächen ersidtliche Martensit Anteil etwa 4096. Die Martensitplättchen sind äusaerst klein, und liegen in der Grössenordnung von weniger als 1/u.

Die Figur 5 zeigt die wirkung der Anlasstemperatur der Stufenbehandlung auf die Endhärte von 2A-Stahl. Bei einer Anlasstemperatur von 625 C iß* schon nach mehreren Behandlungsstufen ein kritischer Abfall der Rockwell "C" Härte zu bemerken. Daraus ergibt sich, daß die optimale Anlasstemperatur bei 4-00° G liegt.

Für Stahl mit geringerem Kohlenstoffgehalt, z.B. den 1A-Stahl, wird die optimale Härtung durch höhere Anl&sstemperuturen erzielt (vgl, Jig. b). Die größte Rockwell "c" Härte wird hier durch Einhalten einer Anlasstemperatur von bky ⁰U erzielt. In allen Fallen wird die Härte des Stahls bei verschiedenen Anlasstemperaturen dadurch beeinflusst, daß eine mehr oder weniger große Agglomeration von Carbiden erfolgt. (

Weitere Itüiergebnisse sind für menrere Stänle und unterschiedliche Verformunge- und AnlasstemperaLuren in Tabelle II angegeben. Die Typen 51» 62, und 65 wurden nach dem enindungsgeinässen Verfahren behandelt und wiesen danach hone festigkeit und ZiehbarKeit auf, wenn sie auch nicht ganz die Stahle 1A und 2A erreichten. Die iypen 51»611 und 65 enthielt en weder Silizium noch Molybdän (vgl. xabelle I), und zeigten gegenüber der Stuienbehandlung geringeren Tempeiaturwiderstand. Die mikrographische untersuchung der Stähle 51 und 62 zeigte im Vergleich zu dem Silizium und Molybdän enthaltenden 1A-Stahl gem. Fig. 1 eine ungleichförmige Verteilung dei Carbide, wahrend die Carbide in Figur 1 entlang den Gleitlinien homogen verteilt sind.

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Wie sich, weiter aus den Tabellen ergibt, wird dlß optimale Kombination von Härte und Ziehbarkeit bei Stählen erreicht, die sowohl Silizium als auch Molybdän enthalten und mit der richtigen Anlasstemperatur stufenweise behandelt wurden.

Zur Prüfung, welche Wirkung Verformung.und Temperatur auf .die Grosse der gebildeten Martensitplättchen hat, wurde- zunäohst eine Stahllegierung der Zusammensetzung

0,86% C, 9,70% Cr, 0,74% Mn, 0,10% S, 0,59!» Si, 0,33% Ni, so behandelt, daß ein Austenitgefüge Entstand und sodann verformt, und zwar einmal zu 50%, dann zu 70#>, und schliesslich zu 85%, . Die Verformung wurde bei fünf verschiedenen Temperaturen vorgenommen. Nach dem Abschrecken wurden die Längen der.Martensitplättchen w metallographisch bestimmt. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle III festgehalten.

Tabelle III

Flächenverringerung, % Verformungstemperatur, °

370 400 430 460 490

1.	20/U	O.	90	y	O.	90/U	O.	75/U	——	—
O.	bO/U	O.	55_y		O.	4OyU	O.	30/U	O.	30/U
—	-	—	—		O.	57/U	O.	30_/U	O.	10/U

Die Tabelle zeigt, daß die Grosse der Marteiisitplättchen dem Mass der Verformung umgekehrt proportional ist. Eine noch weitergehende Verformung erhöht die Dichte des Versetzungsnetzee und verhindert ein weiteres Wachetum der Martensitplättchen. Der Einfluss de^. xempöi:tür auf die Plattchengrösae beruht wahrscheinlich auf einem bei steigender Temperatur zunehmenden Niederschlag von Carbiden.

Ohne Verformung des Stahls mit Austenitgefüge wäre die Grosse der Martensitplättchen wahrscheinlich viel höher, wie aus Figur 4 ersichtlich ist, die einen 1A-Stahl darstellt, der 1 Stunde bei 1100 ⁰C zur Bildung des Austenitgefügcs behandelt und sodann ohne Verformung unmittelbar aui den Vexilüssigun^spunkt von Stickstoff v.urüe. ß~r Stanl besteht zu iiahezu 100% aus Martensit

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mit einer Martensitplättchengrösse von 3/U, also dem zweifachen Wert der in der Tabelle III verzeichneten Längen. i£ine beträchtliche Verformung ist miso erf order Ix h. , um die gewünschte geringe Martensitplättchengrösse in dem vergüteten Stahl zu erzielen.

Zum besseren Verständnis der die Festigkeitszunanme des erfindungsgemäss vergüteten Stahls bestimmenden Faktoren wurde das Vergütungßverfahren des in Figur 1 gezeigten 1A-Stahls durch Weglassen einzelner Verfahrensschritte abgewandelt. Das Ergebnis ist in den Mikrophotographien der Figuren 2, 3 und 4 festgehalten.

Die Stähle.wurden sämtlich 1 Stunde bei 1100 ⁰G zur Bildung des Austenitgefüges behandelt, dann traten in der tsehaxidlung jedoch Abweichungen ein. Die Härtewerte sind in Tabelle IV wiedergegeben

Der in Figur 2 gezeigte Stahl wurde bei 400 ⁰O zu 80% verformt und in flüssigem Stickstoff (-196 ⁰C) abgeschreckt. Die doppeltgezackte Form des Martensits ibt in dei' Figur 2 deutlich sichtbar. Weiter sieht man, daß die Martensitplattchen durch die Gleitlinien unterbrochen sind. Dies lässt sich folgendermassen erklaren. Das Austenitgitter wird infolge der bei Verformung des Martensits auftretenden Mehrfadversetzung unterbrochen. Wenn nun ein wanderndes lviartensitplättchen seine Bewegungsorientierung beibehalten soll, muss eB beim überschreiten einer Gleitlinie eine Versetzung oder Verschiebung erfahren. Die Unterbrechung kann in manchen Fällen su stark sein, dass das tlättchen seine Bewegung ( einstellt und ein neues !blättchen die Bewegung mit einer entsprechenden Verschiebung fortsetzt. Ein wiederschlag auf den Gleitlinien wird ebenfalls die Hemmung der ^artensitplättchen bewirken. Dieser Hemmungsefiekt ibt in der Figur 2 deutlich sicht-r bar; die gezackten iv,artensitplättchen werden durch das Versetzungsnetz blockiert. Der Stahl nach Figur 2 besitzt grosse Härte, erreicht aber nicht die Harte des stufenbehandelten Stahls gem. Fig. 1.

In ähnlicher weise wurde auch die Wirkung der Stufenbehandlung getrennt untersucht. Das -Ergebnis ist in Figur 3 E^ezei&t· Die erzielte Harte ist geringer als die des unmittelbar abgeschreckten Stahls der· Figur 2 una die des verformten und stufen-

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behandelten Stahls der Fig. 1. Die durch Verformung erzielte zusätzliche Härte ist somit beträchtlich. Wie Figur 3 zeigt, ist die Martensitbildung ohne ausgeprägtes Versetzungenetz willkürlich verteilt und nicht durch die Gleitlinien begrenzt. Die Stufenbehandlung bewirkt jedoch die Bildung von Martensitplättchen geringer Grösoe, im Gegensatz zu dem ohne Stufenbehandlung unmittelbar, abgeschreckten Stahl gem. Fig. 2. Die durch die Stufenbehandlung erzielte geringere Grosse beruht wahrscheinlich darauf, daß durch die aui jedtr Stufe vorgenommene Zwischentemperung Carbide ausgefällt wtrden und dtn M_ Punkt herabdrucken, sodass das während der folgenden Stufe unterhalb des neuen M_D Punktes exxtstehende Marteneit geringere Grosse aufweist.

Figur 4 zeigt das bekannte Feingefüge nicht verformten, unmittelbar abgeschreckten Stahls, der nahezu lOOftiges Martensitgeiuge besitzt. Das Feingefüge zeigt die länglichen Martensitplättchen, die immer dann auftreten, wenn Austenitstahl unterhalb des m_f jrUxiktes unmittelbar abgeschredkt wird. Der Stahl ist sehr spröde und besitzt geringe Ziehbarkeit. Die Grosse der Martensitplättchen des lA-StaJils gem. den Fig. 2, $ und 4 ist wesentlich höher als die des Btahls der Fig. 1.

In der folgenden Tabelle IV entsprechen die ersten vier verfahren den Jj¹Ig. 1-4. Die Verfahren 5 und 6 betreffen Austenitstahl (,luO/o) ohne Abschrecken. Verfahren 5 zeigt härtung durch 80/oige verformung, also ein üalthärtun^eveifahren.

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-11-Tabelle IY

YiSRi¹AHREN

ROCKWELL "C" HARTE A-1

A-2

1. Bildung des Austenitgefüges, 49 57 Verformung "und Btufenbehand-

lung bis -196 ⁰O (Fig. 1.)

2. Bildung des Austenitgefügee, 45 51 Verformung und unmittelbar auf

-19b ⁰O abgeschreckt (Fifc.2)

3· Bildung des Austenitgefüges, 38 47

keine Verformung aber Stufenbehandlung bis -196 ⁰C (Fig.I)

4. Bildung des Austenitgefügee, keine

Verformung,unmittelbar abge- 25 43

schreckt auf -196 ⁰C (Fig.4;

5> Bildung des Austenltgefiiges, 20 30

Verformung zu 80%

C. Bildung des Austenitgefüges, 10 20

Jteine·weitere Behandlung

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Claims

15 O 8 A 5 3 Patentanspruch»

1. Verfahren zum Vergüten von Stahl zwecks Erzielung hoher Zugfestigkeit und Ziehbarkeit unter Verwendung einer Stahllegierung, die auf die zur Bildung eines Austenitgefüges erforderliche Temperatur erhitzt und sodann zur Stabilisierung desselben abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, daß die abgekühlte Stahllegierung zur Erzielung eines Versetzungsnetzes hoher Dichte und mit stark ausgeprägten Versetzungslinien verformt und der verformte Stahl unter den Martensit - Umwandlungspunkt abgekühlt wird,/wobei sich in dem Versetzungsnetz des Austenitgefüges Martensitplättchen bilden, der Stahl zur Bildung und Agglomeration von Carbiden in dem Netz sodann angelassen wird, und er darauf in Mehrfacher Folge bei immer niedrigeren Temperaturen abgeschreckt und angelassen wird um eine weitere Martensitblldung geringerer Korngrösse als die des zuerst gebildeten Martensits herbeizuführen,' und daß schliesslißh der Stahl(zur Verbesserung seiner Ziehbarkeit nochmals angelassen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformung einen örtlichen Wert von mindestens 2% und bis zu 90% erreicht.

3'·' Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet _r daß das letzte Anlassen des Martensit- Austenit Feingefüges bei einer Temperatur von 150-625° 0 erfolgt.
to

O
CD
OO

ο

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die ** wiederholte Folge von Abschrecken und Anlassen beendet wird, bevor ~* Aas gesamte Austenit in Martensit umgewandelt ist, und das.Fe .L-gefüge noch mindestens 10% Austenit enthält.

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5· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Anlasstemperatur der wiederholten Folge von Abschrecken und Anlassen stets die gleiche ist.

6. Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der zu vergütende Legieiungsstahl Carbidbildner in Form von Chrom, Molybdän, oder Nickel in derartigem Verhältnis enthält, daß das Austenit bei Zimmertemperatur stabil ist.

7· Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der zu vergü».. tende Legierungsstahl folgende Zusammensetzung in Gewichtprozent hat: 0.10 - 0.80 C, 2-8 Cr, 8-22 Ni.

8. Verfahren nach Anspruch 1 und 7» dadurch gekennzeichnet, daß

das Anlassen 3^£/BiäJäX^\XaS2>:^ bei einer

Temperatur von400-625 C erfolgt und die wiederholte Folge von Abschrecken und Anlassen nur solange fortgesetzt wird, bis das Gefüge 6 0% Austenit und 40% Martensit enthält.

9· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformungstemperatur bei 500 C liegt.

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