DE2143611A1 - Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlblech - Google Patents
Verfahren zur Wärmebehandlung von StahlblechInfo
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Description
Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlblech
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Vorbehandlung von Stahlblechen für eine wirksame Wärmebehandlung zur Erzeugung
eines ungewöhnlich feinkörnigen Gefüges.
Aus der USA-Patentschrift 3 178 324 ist zu entnehmen,
daß eine zyklische Wärmebehandlung, die aus einer raschen
Austenitisierung und Abschreckung besteht, eine erhebliche Kornverfeinerung im Stahl bewirken kann, wodurch eine Festigkeitssteigerung, eine bemerkenswerte Senkung der Zäh-zu-Sprödbruch-Übergangstemperatur und ein geringer Verlust an Kerbzähigkeit bei Temperaturen über der Bruchübergangstemperatur erreicht werden. Diese Kornverfeinerung beruht
auf der Tatsache, daß eine schnelle Erwärmung und Abkühlung es der Ferrit-zu-Austenit-Umwandlung ermöglicht, über
den langsammeren, diffusionsgesteuerten Austenit-Kornwachstums· prozeß zu dominieren, wodurch es möglich wird, in dem End-η κ·/™ι r\ Ii If *fc ft ι ύ\ ft A n si "t* ft ό *i "i* Tc ω τ*τι ff υΉ ίϊ ft 711 ft ί"Τι h T f" ά η c\ ■ ft "ι η ft η ff ft τ*
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Austenitisierung und Abschreckung besteht, eine erhebliche Kornverfeinerung im Stahl bewirken kann, wodurch eine Festigkeitssteigerung, eine bemerkenswerte Senkung der Zäh-zu-Sprödbruch-Übergangstemperatur und ein geringer Verlust an Kerbzähigkeit bei Temperaturen über der Bruchübergangstemperatur erreicht werden. Diese Kornverfeinerung beruht
auf der Tatsache, daß eine schnelle Erwärmung und Abkühlung es der Ferrit-zu-Austenit-Umwandlung ermöglicht, über
den langsammeren, diffusionsgesteuerten Austenit-Kornwachstums· prozeß zu dominieren, wodurch es möglich wird, in dem End-η κ·/™ι r\ Ii If *fc ft ι ύ\ ft A n si "t* ft ό *i "i* Tc ω τ*τι ff υΉ ίϊ ft 711 ft ί"Τι h T f" ά η c\ ■ ft "ι η ft η ff ft τ*
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8 MÖNCHEN 2, THE RES I ENSTRASS E 33 · Telefon: 2812 02 ■ Telegramm-Adresse: Lipafli/München
Bayer. Vertintbank Mönchen, Zwtigtf. Osfcar-van-Miller-Ring, Kto.-Nr. 682495 ■ Postscheck-Konfo: München Nr. 1*3397
~2~ 2U3611
Beziehung zu der früheren Perritkorngröße steht. In gleicher
Weise könnte erwartet werden, daß eine sehr feine Verteilung von Karbidteilchen in der Ferritmatrix zu mehr kernbildenden
Zentren für die Schaffung neuer Austenitkörner führt, da
Austenit bekanntermaßen an den Karbid-Ferrit-Grenzflachen
Kerne oder Keime bildet (siehe beispielsweise Speich et al, Trans-MetoSoc., A0I.M0E0, Bd0 245, S0 1063? i969)o Somit
konnte eine stärkere Kornverfeinerung und eine größere Verbesserung
der physikalischen Eigenschaften von einer raschen Austenitisierung eines Stahls eher erwartet werden, wenn eine
feine Karbiddispersion bzw. -verteilung vorhanden ist, als wenn
derselbe Stahl größere agglomerierte Karbide aufweist. Im Gegensatz zu dieser Erwartung wurde jedoch nun gefunden, daß
dann, wenn ein Stahl mit einem verhältnismäßig groben Karbidgefüge, beispielsweise einem warmgewalzten Anfahrgefüge, einer
solch raschen Wärmebehandlung unterworfen wird, sich ein im Vergleich zu einer ähnlichen raschen Wärmebehandlung, denen
ein feines Karbidanfahrgefüge unterzogen wird, besseres Verhältnis von Festigkeit zu Zähigkeit erreichen läßt, wobei
mit einem feinen Karbidanfahrgefüge beispielsweise das abgeschreckte bainitische oder martensitische Gefüge gemeint
ist, das sich aus der raschen Kühlung ergibt, wie dies die oben genannte Patentschrift lehrt. Somit lassen sich erhebliche
Verbesserungen in bezug auf die Festigkeit und Zähigkeit erreichen, wenn der Stahl vor jedem der schnellen Wärmebehandlungszyklen,
wie sie in der USA-Patentschrift 3 178 324 beschrieben
sind, mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens vorbehandelt wird, um ein Karbidgefüge gewünschter Grobheit zu erzeugen.
Während eine gleichmäßige rasche Erwärmung bei dünnen Platten oder Blechen durch Verwendung heißen Salzes oder
heißer Bleibäder erreicht werden kann, sind diese Erwärmungsmethoden für Stahlbleche mit einer Dicke zwischen 12,7 mm
und 76,2 mm weniger wirksam. Zunächst würde hier Induktionsheizung für diese dicken Bleche praktikabel erscheinen, da
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"3" 2H3611
bei dieser Erwärmungsmethode die Wärme im Materialinneren erzeugt wird, so daß die Erwärmung in der Mitte der Materialdicke
eines solchen Bleches nicht vollständig von der Geschwindigkeit der Wärmeleitung von der Plattenoberflache aus abhängt.
Die gleichmäßige Durchheizung durch Induktion bringt jedoch die folgenden Nachteile mit sich: Die Eindringtiefe der erzeugten
Wärme hängt von der Frequenz des Induktionsstroms ab. Deshalb ist, da veränderliche Frequenzquellen bei den verlangten
Leistungshöhen im Handel nicht erhältlich sind, und da die optimale Frequenz für maximale Erwärmung in der Mitte der
Dicke eines Bleches für jede Blechdicke anders ist, in einem praktisch anwendbaren System eine Kompromißfrequenz erforderlich,
d.h. eine Frequenz, die eine annehmbar gleichmäßige Erwärmung für die verschiedenen verwendeten Blechdicken mit sich bringt.
Als weiterer Nachteil ist anzuführen, daß die Eindringtiefe einer gegebenen Frequenz, wie dies unten gezeigt wird, unterhalb
der Curie-Temperatur des Stahls viel geringer ist als oberhalb der Curie-Temperatur (etwa 677° C).
Eindringtiefe in mm
| Frequenz (Hz) | Unterhalb Curie Temp. | Oberhalb Curie Temp. |
| 60 | 12,7 | 66,0 |
| 960 | 3,05 | 16,5 |
| 3,000 | 1,52 | 10,16 |
| 10,000 | 0,76 | 5,08 |
| 450.000 | 0,13 | 0,76 |
Bei der Wahl der Kompromißfrequenz muß die letztgenannte Tatsache ebenfalls berücksichtigt werden. Es wurde nun festgestellt,
daß die erforderliche schnelle Erwärmungsgeschwindigkeit nur oberhalb der A^Temperatur kritisch ist,
so daß die obigen Nachteile einer nichtgleichmäßigen Erwärmung im wesentlichen dadurch überwunden werden können,
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daß unterhalb der A.-Temperatur vorgewärmt wird, worauf
die notwendige schnelle Erwärmung bis über die A,-Temperatur
des Stahls folgt.
Die Aufgabe der Erfindung besteht deshalb darin, ein Verfahren zur Verstärkung des Ansprechens des Stahls
auf schnelle Austenitisierung zu schaffen, wenn ein zyklischer Erwärmungsprozeß zur Erzeugung eines feinkörnigen
Stahls benutzt wird. Des weiteren soll ein praktisch durchführbares Und sich einbürgerndes Verfahren zur Durchführung
einer gleichförmigen zyklischen Wärmebehandlung von schweren
Blechteilen, Rohren und verschiedenen anderen massiven Bauelementen geschaffen werden.
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch ein Verfahren
zur Erzeugung eines ultrafeinen Korns in einem Stahlprodukt gelöst, bei dem wenigstens ein Zyklus benutzt wird, in dem
der Stahl rasch über seine A--Temperatur erwärmt wird, und
zwar für eine Zeitspanne, die ausreicht, um sein Gefüge in ein austenitisches Gefüge umzuwandeln, woraufhin eine sofortige
Abkühlung mit einer Geschwindigkeit erfolgt, die gleich oder größer ist als die zur Transformierung des Austenits in
eine feinkörnige Ansammlung aus Ferrit und Perlit erforderliehe Geschwindigkeit, wobei nun vorgeschlagen wird, den
Stahl durch Vorwärmen auf eine Temperatur zwischen der (Aj-84)0 C-Temperatur und unmittelbar unterhalb der A^-
Temperatur des Stahls für eine Zeitspanne von etwa 5 Min.
bis etwa 30 Min. vorzubehandeln, bevor jeder der schnellen Erwärmungszyklen angewendet wird.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der zeichnerischen Darstellungen näher erläutert.
In den Zeichnungen zeigen:
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Fig. la, b, c, d die Auswirkungen des anfänglichen
Korngefüges auf den Grad der Kornverfeinerung, der sich nach nur einem schnellen Austenitisierungszyklus
erreichen läßt, und
Fig. 2 eine graphische Darstellung der Wirkung der
Vorbehandlungszeit auf die physikalischen Eigenschaften eines zyklisch wärmebehandelten Stahls.
In einem Versuch wurden die Wirkungen der ursprünglichen Korngröße auf eine rasche Austenitisierung im Vergleich
zur Wirksamkeit eines einzelnen raschen Wärmebehandlungszyklus sowohl auf grobkörnigen als auch auf feinkörnigen
Kohlenstoffstahl festgestellt. Wie oben bereits erwähnt wurde,
würde man erwarten, daß ein Stahl, der einem Kornverfeinerungs· verfahren unterworfen wurde, beispielsweise einem Verfahren,
bei dem vorhandene Aluminiumnitritteilchen das Wachstum der Austenitkörner behindern, eine feinere frühere Austenitkorngröße
aufweist, insbesondere nach nur einem schnellen Austenitisierungszyklus. Die Ergebnisse des unten angeführten
Versuchs zeigen jedoch, daß der Grad der erreichten Kornverfeinerung (Fig. 1) und seine dementsprechende Wirkung
auf die mechanischen Eigenschaften (Tabelle I) für den
halbberuhigten, grobkörnigen Stahl erheblich größer sind.
Zwei Sätze 12,7 mm dicker Stahlbleche, von denen der
eine Satz nach einem ein grobes Korn bildenden Verfahren und der andere nach einem ein feines Korn bildenden Verfahren
(siehe Tabelle I für chemische Zusammensetzung) hergestellt waren, wurden auf übliche Weise auf913 C erwärmt,
eine halbe Stunde auf dieser Temperatur gehalten und mit Luft gekühlt, um so die übliche Normalisierungsbedingung zu simulieren. Zwei gleiche Stahlblechsätze
wurden auf 704° C erwärmt und rasch austenitisiert, und
zwar bei 8,9°C/sek bis 860° C, und in gleicher Weise mit Luft gekühlt, Der erheblich größere ürad der Kornverfeinerung
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für den grobkörnigen Stahl ergibt sich besonders eindrucksvoll aus dem bemerkenswerten Anstieg der Streckgrenze und
dem Sinken der Verformungsbruchtemperatur. Es scheint deshalb,
daß die Wirksamkeit der schnellen Austenitisierung durch eine Vorbehandlung verstärkt werden kann, die ein
besonders ansprechendes Gefüge erzeugt.
TABELLE I
- Chemische Zusammensetzung
- Chemische Zusammensetzung
Si Al Mn Ni
| Grobes Korn | 0,24 0,04 0, | 001 1,19 | ofoo5 | Abnahme der Charpy—V—Kerb— Übergangstempera |
| Feines Korn | 0,24 0,45 0, | 048 0,94 | 0,007 | tur (2b kpl |
| Relative | Verbesserung der physikalischen | Eigen- | ||
| schäften | gegenüber ähnlicher | herkömmlicher | Al3,6°C | |
| Austenitisierung | ||||
| Streckgrenze (0,2 % Dehnung) |
Bruch festigkeit |
|||
| Grobkörnig | 28,6 % | 0 <?o | ||
| Feinkörnig | 2,4 % | 2,5 % | ||
Charpy-V-Kerb-Übergangstemperaturen sind in diesem Zweig
der Technik bekannt. Die Tabelle I zeigt nur an, daß sich diese Temperaturen durch Vornahme der erfindungsgemäßen
Wärmevorbehandlung senken lassen, d.h. um entweder ±9,6 oder
30,8° C.
Um die Wirkung der erfindungsgemäßen Vorbehandlung auf~
zuzeigen, wurde ein 25»^ mm dickes Blech eines 5—Ni-Cr-Mo-
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V-Stahls rasch austenitisiert (siehe für die chemische
Analyse die Tabelle II), und zwar bei 9° C/sek bis 816°C , und dann mit Wasser abgeschreckt. Der Zyklus wurde fünfmal
wiederholt (siehe beispielsweise das Verfahren nach der USA-Patentschrift 3 178 324), woraufhin das Blech bei 204° C
eine Stunde lang getempert wurde. Die in der Mitte der Dicke vorhandenen physikalischen Eigenschaften des sich ergebenden
Produkts sind in Pig. 2 bei der Zeit "0" angeführt. E^ne Reihe
gleicher Stähle wurde in gleicher Weise schnell bei 9 C/sec bis 816° C austenitisiert, mit Wasser abgeschreckt und wieder
erwärmt, und zwar in einem fünfmaligen Zyklus, mit Ausnahme der Tatsache, daß vor jeder schnellen Austenitisierungsbehandlung
die Bleche verschiedene Zeitspannen bei 621 c vorbehandelt wurden. Während alle Vorbehandlungsperioden
innerhalb der angegebenen Zeit wenigstens eine gewisse Verbesserung der Eigenschaften zu bewirken scheinen, ist festzustellen,
wie aus Fig. 2 ersichtlich, daß die Vorbehandlung bei einer Zeitspanne von etwa 5 bis 30 Min. eine bedeutende
Steigerung der Festigkeit und Zähigkeit mit sich bringt. Obgleich eine Vorbehandlung, die langer als 30 Minuten
dauert, keine ernsthaften negativen Auswirkungen auf die meisten Eigenschaften hat, sind derartig lange Zeiten weniger
erwünscht, weil sie unwirtschaftlich sind.
TABELLE II
Chemische Zusammensetzung der 5 Ni-Cr-Mo-VyStahle
Blechdicke
ma £ Mn Ni Cr Mo V Si. Al*
25,4 0,11 0,87 4,85 0,58 0,48 0,07 0,30 0,018
50,8 0,120 0,91 5,26 0,62 0,59 0,056 0,22 0,009
säurelöslich
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Zusätzlich zur Verstärkung der Empfindlichkeit des Stahls für eine rasche Austenitisierungsbehandlung wird
durch diese Vorwärmungsbehandlung die Beseitigung zu großer
Temperaturdifferenzen zwischen dem Bereich in der Mitte und der Oberfläche der starken Bleche oder Rohrabschnitte gefördert.
Stahlbleche, deren chemische Analyse in der Tabelle II angegeben ist und deren Dicke 50,8 mm beträgt, wurden ohne Vorwärmung
rasch durch Induktionsheizung bei einer Frequenz von 96O Hz schnell austenitisiert, wobei die genannte Frequenz
den besten Kompromiß für die Erwärmung in Materialmitte von Blechen zwischen 12,7 und 76,2 mm Dicke darstellt. Wie aus
der unten angeführten Tabelle III hervorgeht (Beispiel a), lag die Temperatur in der Mitte der Dicke des Bleches unterhalb
der A--Temperatur (769 C für diese Stahlzusammensetzung)
des Stahls, wenn die Oberfläche des Bleches auf die optimale Spitzentemperatur erwärmt wurde. Somit wurde das Material in
der Mitte der Dicke nicht vollständig austenitisiert, so daß sich in ihm nicht die volle Kornverfeinerung einstellte,
wodurch sich eine geringere Verbesserung der Streckgrenze als an der Blechoberfläche ergab. In gleicher Weise wurde
(Beispiel b), wenn die Mitte der Dicke auf optimale Spitzentemperatur erwärmt wurde, die Oberflächentemperatur so hoch,
daß sich eine Kornvergröberung in Verbindung mit dem sich daraus ergebenden Verlust an Streckgrenzenfestigkeit einstellte.
Zum Vergleich wurde ein ähnliches 50,8 mm dickes Blech auf eine Temperatur von 593° C induktionsbeheizt. Die Induktionsspannung
wurde dann reduziert, und das Blech wurde solange auf Temperatur gehalten, bis die Temperatur in der
Blechmitte der Oberflächentemperatür angeglichen waro Die
für diese Angleichung erforderliche Zeit schwankt zwisohen etwa 30 Sek. bis 10 Min. für Bleohe in einem Dickenbereich
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zwischen etwa 12,7 bis 76,2 mm. Nachdem ein Temperaturausgleich
erreicht war, wurde die Induktionsspule wieder mit der vollen Spannung Deaufschlagt, so daß die Blechmitte über
die A„-Temperatur erwärmt wurde. Beim Erreichen der Temperatur
wurde das Blech mit Wasser abgeschreckt. Wie aus der Tabelle III
(Beispiel c) hervorgeht, macht es die Vorwärmung möglich, daß sowohl an der Oberfläche als auch in der Mitte der Dicke des
Materials optimale Temperaturen erreicht werden, wodurch sich ein sehr viel einheitlicheres Blechprodukt ergibt.
In 5 Zyklen wäraebehandelte, 50,8 mm dicke Bleche der Tabelle II
ohne eine temperaturausgleichende Vorwärmung
Beispiel
Ort
Spitzentemp.°C
0,2
Dehnung
Dehnung
grn
kp/mm
kp/mm
Zugfestig.
Streck- keit grenz§ kp/mm'
Flächenreduzie rung %
V-Kerbenergie- absorbie» rung bei
26,7 C rnkp
(a) Oberfläche
Dickenmitte
Dickenmitte
(b) Oberfläche
Dickenmitte
Dickenmitte
785 735
804
127
118
122
122
143 139
136 137
68,0 63,6
65,7 58,2
8,36 10,00
9,05 5,95
In 5 Zyklen wäraebehandelte, 5Oi8 mm dicke Bleche der Tabelle II
mit ausgleichender Vorwärmung bei 593 C über 15 Min.
(c) Oberfläche
Dickenmitte
Dickenmitte
816 771
127
125
125
141 143
63,2 65,3
8,79 8,64
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~vr'~ 2U3611
Αϋ
Die hier beschriebene Vorbehandlung führt zu einem Blechprodukt mit im wesentlichen gleichförmigen Eigenschaften
über die Blechdicke und einer Homogenität, wie sie sonst
durch Benutzung großer Aufheizgeschwindigkeiten (von Raumtemperatur angefangen),die für eine wirksame Kornverfeinerung
erforderlich sind, nicht erreicht werden kann.
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Claims (1)
- 2U3611PATENTANSPRÜCHE1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlprodukts mit einem sehr feinkörnigen Gefüge, hei dem mindestens ein Zyklus benutzt wird, in dem der Stahl rasch über seine A~-Temperatur eine Zeitspanne erhitzt wird, die gerade ausreicht, um sein Gefiige in ein austenitisches Gefüge umzuwandeln, woraufhin der Stahl sofort mit einer Geschwindigkeit abgekühlt wird, die gleich oder größer ist als die zur Umwandlung des Austenits in ein feinkörniges Perrit-Perlit-Gefüge erforderliche Zeit, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl vorbehandelt wird, indem er bei einer Temperatur im Bereich sswischen (A^-8k)° C und unmittelbar unterhalb der A.-Temperatur des Stahls während einer Zeitspanne von etwa fünf bis etwa dreißig Minuten vorgewärmt wird, bevor jeder der schnellen Erwärmungszyklen angewendet wird.2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlprodukt eine Dicke von etwa 12,7 bis 76,2 mm aufweist, und daß sich die Vorbehandlung über einen Zeitraum erstreckt, der wenigstens ausreichend ist, um die Temperatur der Produktoberfläche und die Temperatur in der Mitte der Dicke des Produktes auszugleichen.5. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß nur ein Zyklus benutzt wird, der aus dieser Vorbehandlung unterhalb der A^-Temperatur, der schnellen Aufheizung auf unmittelbar über die A_-Temperatur und der Abkühlung besteht, um das Gefüge des Stahls umzuwandeln.209811/1241
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| CN104611531A (zh) * | 2015-02-06 | 2015-05-13 | 桂林理工大学 | 一种细化45号钢奥氏体晶粒的加热方法 |
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| CN104611533A (zh) * | 2015-02-06 | 2015-05-13 | 桂林理工大学 | 一种细化35号钢奥氏体晶粒的加热方法 |
| NL1041655B1 (en) * | 2015-12-30 | 2017-07-11 | Bosch Gmbh Robert | Method for manufacturing steel transverse elements for a drive belt for a continuously variable transmission. |
| CN109762965B (zh) * | 2019-02-01 | 2024-04-16 | 哈尔滨工业大学（威海） | 一种超高强韧性Mn-B钢结构件连续在线制备方法 |
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