DE1904162C3 - Verfahren zur Einstellung eines aus Ferrit bestehenden Gefiiges - Google Patents

Description

T_x [T] = ~ [1353 - (25 - % Mn) + (40 · % Si) - (26 · % Ni) + (42 ■ % Cr)] ,

erhitzt wird, bei dieser Temperatur höchstens 10 Minuten geglüht, und zur Umwandlung des faserförmigen Austenits in Martensitfasern abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück durch Induktionserhitzung, Widerstandserhitzung oder durch Blei- oder Salzbäder erhitzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück in Wasser abgekühlt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück anschließend kaltverformt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück bis zu 20% kaltverformt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück nach dem Abkühlen angelassen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück bei 204⁰C angelassen wird.

8. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück nach dem Anlassen kaltverformt wird.

9. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf Stahl mit weniger als 0.35% Kohlenstoff.

10. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf warmgewalzten Stahl.

11. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf zur Erhöhung der Verformbarkeit wärmebehandelten Stahl.

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur tinstellung eines aus Ferrit mit eingebettetem faserförmigem Martensit bestehenden Gefüges in Werkstücken aus untereutektoiden Kohlenstoffstählen und niedriglegierten Stählen.

Verfahrensbedingungen, die zur Erzeugung von Feingefügen führen, welche in einem Ferritgefüge eingebettete Martensitteilchen aufweisen, werden gewöhnlich vermieden, weil angenommen wurde, daß derartige metallurgische Gefüge minderwertige mechanische Eigenschaften besitzen. Als Folge davon werden bisher, von wenigen Ausnahmen abgesehen, Werkstükke aus Kohlenstoffstahl und niedrig legierte Stahlprodukte mit Hilfe von Verfahren hergestellt, bei denen Feingefüge entstehen, die im Ferrit eingelagerte Karbidteilchen aufweisen. Kürzlich wurde festgestellt, daß das sich ergebende faserförmige, Martensit-Ferrit-Mischgefüge brauchbare Eigenschaften haben kann, falls die Mariensitteilchen klein genug sind und alle in der gleichen Richtung gestreckt sind. Tatsächlich wurde

gefunden, daß sich ein derartiger metallurgischer Aufbau durch eine einzigartige und vorteilhafte Kombination mechanischer Eigenschaften kennzeichnet.
Aufgabe der Erfindung ist es nun ein besonders fortschrittliches Verfahren der genannten Art zu schaffen, mit dem in vielfältigen Kohlenstoffstählen und niedrig legierten Stählen ein faserförmiges Martensit-Ferrit-Mischgefüge entwickelbar ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß das Werkstück mit einer Querschnittsverminderung von mindestens 50% kaltverformt, auf eine über Ai liegendeTemperatur T_x ± ITC,wobei

TA C] = -κ [1353 - (25 ■ % Mn) + (40 · % Si) - (26 · % Ni) + (42 · % Cr)]

erhitzt, bei dieser Temperatur höchstens 10 Minuten geglüht, und zur Umwandlung des faserförmigen Austenits in Martensitfasern abgekiihk wird.

Das Erhitzen des Werkstücks läßt üich vorteilhafterweise durch Induktionsheizung, Widerstandsheizung oder durch Blei- oder Salzbäder durchführen.

Ferner hat sich bewährt, das Abschrecken des Werkstücks zur Umwandlung des faserförmigen Austenits in Martensitfasern in Wasser durchzuführen. Durch eine weitere anschließende Kaltverformung, die vorteil-

65 hafterweise bis zu 20% betragt, läßt sich die Festigkeit des Stahls noch erhöhen und seine Zerspanbarkeit verbessern.

An das Abkühlen des Werkstücks kann sich ein Anlassen anschließen, das vorteilhafterweise bei 204⁰C stattfindet und dazu dient, das Formänderungsvermögen des Werkstücks noch zu steigern. Eine weitere Kaltverformung nach dem Anlassen hat sich ebenfalls im Hinblick auf die Werkstoffestigkeit und die Zerspanbarkeit bewährt.

In dem Stahl können auch noch andere Elemente enthalten sein, die jedoch in der obigen Gleichung nicht berücksichtigt wurden, da sie die Glühtemperatur für die hier in Frage kommenden Stähle nicht wesentlich beeinflussen.

Eine Betrachtung der Feingefügeänderung des Stahls zeigt die mit dem obigen Verfahren erreichbaren Vorteile, Das normale Ausgangsmaterial für das Behandlungsverfahren ist gewöhnlich warmgewalzt und besitzt ein Feingefüge aus gleichachsigem Ferrit und Perlit. Der Verfahrensschritt der Kaltverformung verformt die Perlithaufen und Ferritkörner in einer Weise, die der Veränderung der Abmessungen des Materials im ganzen genommen entspricht Somit sind sowohl die Periststeilen oder -haufen als auch die Ferritkörner nach der Hauptverformungsrichtung ausgerichtet Je größer die Kaltverformung ist, desto langer und dünner werden die Perlithaufen und Ferritkörner. Um die gewünschte Verlängerung der Perlithaufen zu erreichen, ist eine Kaltverformung von über 50% erforderlich. Diese große Verformung läßt sich natürlich auf irgendeine geeignete Weise herbeiführen, beispielsweise wie gewöhnlich mit Hilfe einer Anzahl Verformungsschritte, wie sie mehrere Durchgänge durch ein Walzwerk darstellen. Das neuartige Verfahren \erlangt nicht, daß in dem Ausgangsstahl Ausscheidungsbedingungen herrschen.

Beim Erhitzen auf die T,-Temperatur, die etwas über dem AcpPunkt liegt, verwandelt sich der langgestreckte Perlit in Austenit. Der Austenit bildet sich fast ausschließlich in dem Perlit und nimmt deshalb eine entsprechende Größe, Form und Verteilung ein. Das Ergebnis besteht darin, daß der Stahl unmittelbar vor dem Abkühlen Austenitteilchen enthält, die lang und dünn sind und alle gleiche Orientienng aufweisen und im wesentlichen die gleiche chemische Zusammensetzung besitzen wie der Perlit. Eine Steuerung der Glühtemperatur T_x ist deshalb notwendig, damit sichergestellt ist, daß Austenitteilchen dieser Art vorhanden sind. Wenn die Glühtemperatur zu niedrig ist, wird der Perlit nicht vollständig in Austenit umgewandelt. Wenn sie zu hoch ist, wächst der Austenit in den Ferrit hinein, und demzufolge nimmt sein Kohlenstoffgehalt ab und seine Struktur wird weniger faserig. Auch rekristallisiert beim Glühen das kaltverformte Ferritgefüge zu gleichachsigen Körnern. Da die Glühtemperatur verhältnismäßig niedrig und die Glühzeit kurz ist, entwickelt sich in dem Ferrit eine vorteilhaft feine Korngröße.

Durch Abkühlung auf Raumtemperatur werden die Austenitfasern in Martensitfasern umgewandelt. Die Härtbarkeit der Austenitfasern ist viel größer als die des vollständig austenitisierten Stahles, da die Fasern im wesentlichen die Zusammensetzung des Perlits haben und deshalb einen nahezu eutektoiden Kohlenstoffgehalt aufweisen. Darüberhinaus ist aufgrund der Affinität des Kohlenstoffes zu Mangan dieses Element ebenfalls in einem größeren Ausmaß in den Fasern vertreten als in dem Stahl als Ganzem. Diese Merkmale machen es möglich, das Verfahren auf Stähle anzuwenden, die einen erheblich niedrigeren Kohlenstoffgehalt und Legierungsgehalt haben, als er sonst zum Abkühlen für alle Martensitgefüge erforderlich ist.

Das durch das hier beschriebene Verfahren hergestellte Produkt weist ein Feingefüge auf, das Martensitfasern enthält, in denen sich, eingebettet in ein feinkörniges Ferritgefüge, bis zu etwa 0,8% Kohlenstoff hpfinden. Die Fasern sind deshalb etwa lOmal so fest wie das Gefüge. Dieses Feingefüge ist deshalb ein Material erwünschter Zusammensetzung, da die festen Martensitfasern das verformbarere Ferritgefüge verfestigen. Zur Erreichung dieses Zustandes ist eine sorgfältige Steuerung der oben genannten Glühtemperatur erforderlich.

Die darauffolgende Behandlung kann der Modifizierung der Eigenschaften dienen. Die Verformbarkeit erhöht sich durch Anlassen, beispielsweise bei etwa

ίο 204°C, etwas auf Kosten der Festigkeit. Höhere Festigkeit und bessere maschinelle Verarbeitbarkeit lassen sich in dem notwendigen Maß durch Kaltverformung, beispielsweise bis zu einer Querschnittsreduzierung von 20% erreichen.

Zu der neuartigen Verfahrensweise gehört die Behandlung von untereutektoiden Stählen und insbesondere solchen Stählen, die vorzugsweise weniger als 0,35% Kohlenstoff enthalten. Jedoch lassen sich mit Hilfe des neuartigen Verfahrens sowohl Kohlenstoffstähle als auch niedrig legierte Stähle behandeln, wenn auch die mechanischen Eigenschaften nach der Behandlung natürlich sich je nach Stahlart unterscheiden. Im folgenden werden weitere Ausführungsbcispiele des hier beschriebenen neuartigen Verfahrens angeführt.

Ein warmgewalzter Stab aus AISl 1015 Stahl mit einem Durchmesser von 2,54 cm und einem Kohlenstoffgehalt von 0,16% und Mangangehalt von 0,51% wurde kalt geschmiedet. Daraufhin wurde er durch 2 Minuten langes Eintauchen in ein eine Temperatur von 749°C aufweisendes Bleibad wieder erwärmt und dann mit Wasser abgekühlt. Diese Probe ist als Beispiel A in der unten folgenden Tabelle I angeführt. Zum Vergleich dazu wurde ein identischer Stab mit einem Durchmesser von 0,64 cm von 927° C aus normalisiert. Dieser Stab ist als Probe II in der Tabelle 1 enthalten. Zur Verdeutlichung weiterer erreichbarer Verbesserungen wurde eine der Probe A ähnliche Probe 1 Stunde lang bei 204°C zusätzlich angelassen. Diese Probe ist unter C in der Tabelle I wiedergegeben um aufzuzeigen, auf welche Weise eine andere günstige Kombination aus Streckfestigkeit und Verformbarkeit mit Hilfe der neuartigen Verfahrensweise erreicht werden kann.

45	Tabelle	I	Streck festigkeit	Flächen reduzierung	Dehnung innerhalb 2.54 cm
SO	Probe	Zug festigkeit	(kp/mm2)	(%)	(%)
		(kp/mm2)	48,3	19	12
	A	96,0	30,1	71	35
55	B	43,0	43.1	53	21
	C	71,3

Die in der Tabelle 1 wiedergegebenen Beispiele zeigen die Festigkeit, die sich durch die neuartige

ho Behandlung in einem niedriggekohlten Stahl ergibt.

Zugfestigkeitseigenschaften einiger Bandstahlsorten, die gemäß dem neuartigen Verfahren behandelt worden sind und danach alle bei 204⁰C 2 Stunden lang angelassen wurden, sind in der TaIIe Il wiedergegeben.

f>5 Bei jedem Stahl der genannten Beispiele war das Ausgangsmaterial ein 1,27 cm dickes, warmgewalztes Blech. Die Bleche wurden auf 0,38 cm kaltgewalzt, auf 7", ± 11°C geglüht und mit Wasser abgeschreckt.

Tabelle II

AlSI Klasse	C	Mn	Si	Ni	Cr	Mo	Zugfestigkeit	Str-rckfesugkeit	Dehnuni: in 2.54 cm
	<%,	,%,	,,,			1%)	(kp mm2)	Ikp/mm2)
1010	0,11	0,55	_	_	_		58,8	39,0	22,5
1011	0,12	1,10	0,20		_	—-	83.3	55.8	19
(Mod.)
1020	0,20	0,53	0,24	—		— -	64.2	48,0	27
1026	0,24	0,86	023	_	—	—	96,0	54,9	13.5
1034	0,35	0,37	0,21	—	—	_.	79,3	55,0	14
1021	0,21	0,79		0,49		-..	93.0	52.0	15.5
+ 0.5 Ni
1320	0,21	2,00	0,27	—	—	—	112,0	76,2	17
4310	ο,ι:	0,81	0.28	1.75	0.77	0.22	87.3	68.5	21
4320	0,21	0,73	0,25	1.80	0.80	0.21	137.0	107.0	11.5

Die Festigkeiten, die in den verschiedenen, repräsentativen untereutektoiden Kohlenstoffstählen und niedrig legierten Stählen der Tabelle II anzutreffen sind, ergeben sich aus der neuartigen Behandlung zur Schaffung eines faserförmigen Martensit-Ferrit-Feingefüges. Durch Anlassen bei 204°C, wie dies bei den in der Tabelle Il angeführten Proben angeführten Proben geschehen ist. wird die Eigenschaftskombination aus Verformbarkeit und Streckfestigkeit verbessert. Wenn das Anlassen weggelassen würde, könnten zwar erheblich höhere Zugfestigkeiten erhalten werden, allerdings wäre dann die Verformbarkeit oder das Formänderungsvermögen geringer. Wie bereits .ingedeutet wurde, !.ißt sich eine zusätzliche Festigkeit und eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit dem Material durch Kaltverformung in dem erforderlichen Umfang erteilen, beispielsweise durch eine Querschnittsreduzierung von etwa 20%.

Das fascrförmige Martensit-Ferrit-Mischgefüge ist

;,o eine Feingefügeart, die sich ferner durch ungewöhnlich hohe Kaltverfestigungsgeschwindigkeit sowie gute Zerspanbarkeit und Widerstand gegen bestimmte Korrosionserscheinungen kennzeichnet.

Claims (1)

'f Patentansprüche:

1. Verfahren zur Einstellung eines aus Ferrit mit eingebettetem faserförmigem Martensit bestehenden Gefüges in Werkstücken aus untereutektoiden Kohlenstoffstählen und niedriglegierten Stählen, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück mit einer Querschnittsverminderung von mindestens 50% kaltverformt, auf eine über A\ liegende Temperatur T, ± ITC, wobei