DK154229B

DK154229B - METHOD OF BLOOD ANALYZING STEEL

Info

Publication number: DK154229B
Application number: DK473080AA
Authority: DK
Inventors: Gerald W Wilks
Original assignee: Lasalle Steel Co
Priority date: 1979-11-09
Filing date: 1980-11-07
Publication date: 1988-10-24
Also published as: DE3042067A1; AU6351780A; FR2469460A1; MX154795A; CH649313A5; SE449008B; IT8025723A0; GB2066850B; DK154229C; IT1134136B; CA1151513A; JPS56139618A; DK473080A; GB2066850A; FR2469460B1; ES8202867A1; BR8007075A; ES496654A0; SE8007767L; BE886095A

Description

iin

DK 154229 BDK 154229 B

Opfindelsen angår blødglødning af stål, især en fremgangsmåde til blødglødning af stålarter til forbedring af tildannelses- og maskinbearbejdningsegenskaberne af stålet.BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention This invention relates to steel annealing, in particular a method of steel annealing for improving the forming and machining properties of steel.

Blødglødning er en kendt proces til behandling af stålarter, 5 og den anvendes primært til at blødgøre stålet, således at det på økonomisk måde kan maskinbearbejdes eller tildannes til en del, der har den ønskede konfiguration. Sædvanligvis gennemføres blødglødningen ved at opvarme stålet i en ovn, der holdes ved den austenitiserende temperatur, 10 og hvorfra stålet fjernes og afkøles på kontrolleret måde. Stålet opvarmes til en temperatur over den austenitiserende temperatur (nemlig A3 temperaturen) og afkøles derpå, således at mikrostrukturen af stålet indeholder de såkaldte øvre transformationsprodukter, nemlig perlit, blokagtig 15 ferrit, sfæroidale carbider og kombinationer deraf. De øvre transformationsprodukter adskiller sig fra de lige så godt kendte, lavere transformationsprodukter, nemlig bainit, nåleformet ferrit og martensit, fordi de øvre transformationsprodukter er blødere og mere duktile end 20 de lavere transformationsprodukter. Når blødglødningen derfor skal forbedre maskinbearbejdeligheden, er målet i forbindelse med blødglødningsprocessen at danne øvre transformationsprodukter således, at man i det væsentlige udelukker nedre transformationsprodukter.Soft annealing is a known process for treating steels, 5 and it is primarily used to soften the steel so that it can be economically machined or formed into a part having the desired configuration. Usually, the softening is effected by heating the steel in an oven maintained at the austenitizing temperature, 10 from which the steel is removed and cooled in a controlled manner. The steel is heated to a temperature above the austenitizing temperature (namely, the A3 temperature) and then cooled so that the microstructure of the steel contains the so-called upper transformation products, namely, perlite, blocky ferrite, spheroidal carbides and combinations thereof. The upper transformation products differ from the equally well-known lower transformation products, namely bainite, needle-shaped ferrite and martensite, because the upper transformation products are softer and more ductile than the lower transformation products. Therefore, in order to improve the machinability of the softening, the goal of the softening process is to form upper transformation products so as to essentially exclude lower transformation products.

25 Blødglødning gennemføres hyppigt på varmt valset stål, idet man gør brug af store blødglødningsovne. Alene den krævede størrelse af ovnene og de tilsvarende pladskrav og investeringer repræsenterer en betydelig ulempe for anvendelsen deraf. Som det er kendt af sagkyndige, er der adskillige 30 andre ulemper, der er associeret med anvendelsen af sådanne blødglødningsovne. For det første er ovnopvarmningseffektiviteten generelt ret lav, med det resultat, at en forøgelse af brændstofomkostninger gør det ønskeligt at tilvejebringe et mere effektivt middel til at opvarme stålet.25 Soft annealing is frequently carried out on hot rolled steel, using large soaking furnaces. The required size of the ovens alone and the corresponding space requirements and investments represent a considerable disadvantage for their use. As is known to those of skill in the art, there are several other disadvantages associated with the use of such annealing furnaces. First, the furnace heating efficiency is generally quite low, with the result that an increase in fuel costs makes it desirable to provide a more efficient means of heating the steel.

35 Hertil kommer, at ovnopvarmning finder sted ved udstrå-In addition, oven heating takes place at radiant

DK 154229 BDK 154229 B

2 ling, ledning og konvektion som mekanisme for varmeoverfø-ringen, hvilket nødvendiggør lange cycler for at sikre, at en charge af stål i ovnen er blevet udsat for ensartet behandling i en given opvarmningscyklus Sådanne lange 5 cycler er i sig selv ufordelagtige på grund af, at de forhøjede temperaturer, der anvendes, kræver anvendelsen af en kendt, ikke-oxiderende atmosfære (nemlig en beskyttende atmosfære eller vakuum), hvilket kræver, at der skal produceres yderligere energi.2 ling, conduction and convection as a mechanism for the heat transfer, which necessitates long cycles to ensure that a charge of steel in the furnace has been subjected to uniform treatment in a given heating cycle. Such long 5 cycles are in themselves disadvantageous due to that the elevated temperatures used require the use of a known, non-oxidizing atmosphere (namely, a protective atmosphere or vacuum), which requires additional energy to be produced.

10 Det er således ønskeligt at undgå anvendelsen af sådanne store hærdeovne under forudsætning af, at de fysiske egenskaber af det blødglødedé stål falder inden for acceptable grænser. Det har som anført i U.S. patentskrift nr.Thus, it is desirable to avoid the use of such large curing ovens, provided that the physical properties of the annealed steel fall within acceptable limits. It has, as stated in U.S. patent specification no.

3 980 411, 4 040 872 og 4 088'511 været foreslået at behandle .'stål-15 ar.ter under anvendelse af forskellige termiske cycler ved hjælp af elektrisk modstandsopvarmning. Disse teknikker har den fordel, at de tilvejebringer en meget hurtig opvarmning af emner af stål med høje effektiviteter, inklusive ensartet opvarmning over hele tværsnittet af emnet 20 af stål.3,980,411, 4,040,872 and 4,088,511 have been proposed to treat steel 15 species using various thermal cycles by means of electrical resistance heating. These techniques have the advantage that they provide a very rapid heating of steel workpieces with high efficiencies, including uniform heating over the entire cross-section of the workpiece 20 of steel.

Man har anvendt elektrisk modstandsopvarmning i blødglød-ningsprocesser, som beskrevet i USA-patent nr. 3 855 013. I denne proces opvarmer man hurtigt ved elektrisk modstandsopvarmning et koldt bearbejdet stål til en temperatur over 25 A^ temperaturen, hvorved det ferrit, der er til stede i stålet, konverteres til austenit. Det carbid, der er til stede, opløses ikke i det således dannede austenit, men forbliver som en separat fase. stålet bliver derpå afkølet til stuetemperatur for at konvertere austenitten til-30 bage til ferrit, hvilket principielt resulterer i eliminering af det kolde arbejde i stålet, hvilket efterlader car-biderne uændret.Electric resistance heating has been used in softening processes, as described in U.S. Patent No. 3,855,013. In this process, a cold-resistant steel is rapidly heated to a cold-processed steel to a temperature above 25 A present in the steel, is converted to austenite. The carbide present does not dissolve in the austenite thus formed, but remains as a separate phase. the steel is then cooled to room temperature to convert the austenite back to ferrite, which in principle results in the elimination of the cold work in the steel, leaving the carbides unchanged.

Det har nu vist sig, at blødglødning af stål kan modificeres på signifikant måde til tilvejebringelse af stål med for-It has now been found that softening of steel can be significantly modified to provide steel with

DK 154229 BDK 154229 B

3 bedret duktilitet og sejhed, når opvarmingen til en temperatur over austenitiseringstemperaturen hurtigt gennemføres med en sådan hastighed, at det meste af carbiderne opløses i det således dannede austenit, mens der efterla-5 des små partikler af carbid i uopløst form. De små car-bidpartikler, der forbliver, foreligger i en mængde, der er tilstrækkelig til at tjene som kerner for væksten af øvre transformationsprodukter under afkøling, hvilket resulterer i en total acceleration af blødglødningsprocessen.3 improves ductility and toughness when the heating to a temperature above the austenitization temperature is rapidly conducted at such a rate that most of the carbides dissolve in the thus formed austenite while leaving small particles of carbide in undissolved form. The small carbide particles that remain are present in an amount sufficient to serve as cores for the growth of upper transformation products during cooling, resulting in a total acceleration of the softening process.

10 Det er derfor opfindelsens formål at tilvejebringe en forbedret fremgangsmåde til blødglødning af stål, hvorved et stål hurtigt opvarmes til en temperatur over A3 temperaturen, således at små partikler af carbid forbliver i en uopløst tilstand, for at tjene som kerner for vækst af øvre 15 transformationsprodukter til tilvejebringelse af blødglød-et stål med høje niveauer af i:duktilitet og sejhed, og at tilvejebringe stål, der er blevet blødglødet til tilvejebringelse af høj duktilitet, tildannelsesevne og sejhed.It is therefore the object of the invention to provide an improved process for the annealing of steel, whereby a steel is rapidly heated to a temperature above the A3 temperature so that small particles of carbide remain in an undissolved state to serve as cores for growth of upper 15 transformation products to provide soft glow-a high-level steel of: ductility and toughness, and to provide steel that has been softened to provide high ductility, ductility and toughness.

Man kender ganske vist fra SE fremlæggelsesskrift nr.It is known from SE submission no.

20 396 769 (svarende til US patentskrift nr. 3 855 013, også her kaldet Prohaszka) en fremgangsmåde til varmebehandling af koldbearbejdet stål, ved hvilken man opvarmer stålet i et sådant tidsrum og til sådanne temperaturer, med påfølgende afkøling, at ferrit bliver rekrystalliseret, og at i det 25 væsentlige ingen carbider bliver opløst. Ved Prohaszka- processen dannes der således ingen austenit. Fremgangsmåden ifølge opfindelsen forløber i disse henseender så forskelligt fra Prohaszka-processen, som man kan forestille sig, idet der ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen dannes auste-30 nit, og idet tillige i det væsentlige alle carbider opløses. Hertil kommer, at Prohaszka-processen er specifikt rettet på en proces til behandling af koldbearbejdet stål, hvor man anvender varmebehandlingsprocessen til at fjerne de skadelige virkninger, der er indført i stålet på grund afNo. 20,396,769 (corresponding to U.S. Patent No. 3,855,013, herein also called Prohaszka) a method of heat treating cold-worked steel by heating the steel for such a period and to such temperatures, with subsequent cooling, that the ferrite is recrystallized, and that substantially no carbides are dissolved. Thus, during the Prohaszka process no austenite is formed. In this respect, the process according to the invention proceeds as differently from the Prohaszka process as one would imagine, in that the process according to the invention forms a starting point and also dissolves substantially all carbides. In addition, the Prohaszka process is specifically aimed at a process for the treatment of cold-worked steel, using the heat treatment process to remove the damaging effects introduced into the steel due to

DK 154229 BDK 154229 B

4 koldbearbejdningen. Fremgangsmåden ifølge opfindelsen kræver derimod ikke nødvendigvis anvendelsen af koldbearbejdet stål.4 cold working. In contrast, the process of the invention does not necessarily require the use of cold-worked steel.

Fig. 1 er en graf af temperatur versus tid, hvilken graf 5 repræsenterer opvarmningen og afkølingen af to stålprøvestykker for at vise temperaturafhængigheden af accelereret blødglødning i henhold til opfindelsen.FIG. 1 is a graph of temperature versus time, which graph 5 represents the heating and cooling of two steel specimens to show the temperature dependence of accelerated soft annealing according to the invention.

Fig. 2 er en graf af temperatur versus tid, repræsenterende opvarmningen og afkølingen af adskillige stålprøvestyk-10 ker .for at vise tidsafhængigheden af accelereret blødglødning i henhold til opfindelsen.FIG. 2 is a graph of temperature versus time, representing the heating and cooling of several steel samples to show the time dependence of accelerated softening according to the invention.

Fig. 3A er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 4142 stål før behandlingen ifølge opfindelsen (charge A).FIG. 3A is a photomicrograph showing the microstructure of 4142 steels prior to the treatment according to the invention (charge A).

15 Fig. 3B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 41*42 stål efter opvarmning til 768 °C efterfulgt af afkøling (charge A).FIG. 3B is a photomicrograph showing the microstructure of 41 * 42 steels after heating to 768 ° C followed by cooling (charge A).

Fig. 3C er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 4142 stål efter opvarmning til 768°C og luftkøling (charge 20 A) ·FIG. 3C is a photomicrograph showing the microstructure of 4142 steels after heating to 768 ° C and air cooling (charge 20 A) ·

Fig. 4 er en graf af mekaniske egenskaber (hårdhed og brudstyrke) versus austenitiseringstemperatur af 8640 stål (charge B).FIG. 4 is a graph of mechanical properties (hardness and breaking strength) versus austenitization temperature of 8640 steel (charge B).

Fig. 5 er en skematisk illustration af et apparat, der 25 anvendes til blødglødning i henhold til opfindelsen.FIG. 5 is a schematic illustration of an apparatus used for softening according to the invention.

Fig. 6A er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 4140 stål før behandlingen i henhold til opfindelsen (charge C).FIG. 6A is a photomicrograph showing the microstructure of 4140 steels prior to processing according to the invention (charge C).

DK 154229 BDK 154229 B

55

Fig. 6B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 4140 stål efter ovnblødglødning (charge C).FIG. 6B is a photomicrograph showing the microstructure of 4140 steels after furnace soaking (charge C).

Fig. 6C er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 4140 stål, der er blevet hærdet i henhold til fremgangsmå-5 den ifølge opfindelsen (charge C).FIG. 6C is a photomicrograph showing the microstructure of 4140 steels which have been cured according to the method of the invention (charge C).

Fig. 7 er en.graf, der viser Charpy slagsejhed versus temperatur for 4140 stål, der er blevet ovnblødglødet og blød-glødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge C).FIG. Figure 7 is a graph showing Charpy impact toughness versus temperature for 4140 steels which have been oven-glowed and glow-glowed by the process of the invention (charge C).

Fig. 8 viser resultatet af prøvning for maskinbearbejde-10 lighed (i form af en afbildning af vækst af dele versus antallet af dele, der er fremstillet i tidens løb) af 4140 stål, der har været ovnblødglødet og blødglødet ved fremgangsmåden 'ifølge opfindelsen (charge C).FIG. Figure 8 shows the result of machinability testing (in the form of a depiction of the growth of parts versus the number of parts made over time) of 4140 steels which have been oven-glowed and soft-glowed in the process according to the invention (charge C ).

Fig. 9A er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 15 #4140 stål før behandlingen i henhold til den foreliggende opfindelse (charge D).FIG. 9A is a photomicrograph showing the microstructure of 15 # 4140 steel prior to processing according to the present invention (charge D).

Fig. 9B er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 4140 stål efter ovnblødglødning (charge D).FIG. 9B is a photomicrograph showing the microstructure of 4140 steel after furnace soaking (charge D).

Fig. 9C er et mikrofotografi af 4140 stål, der er blødglø-20 det ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen, (charge D).FIG. Fig. 9C is a 4140 steel microphotography softened by the method of the invention (charge D).

Fig. 10 er en afbildning af Charpy slagsejhed versus temperatur for 4140 stål, der er blevet ovnblødglødet og blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge D) .FIG. Figure 10 is a depiction of Charpy impact toughness versus temperature for 4140 steels that have been oven-glowed and softened by the method of the invention (charge D).

Fig. 11 er en afbildning (i form af tid versus hastighed, 25 bestemt ved en modificeret Taylor-livsprøve) af 4140 stål, der er blevet ovnblødglødet og blødglødet ved. fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge D))FIG. Figure 11 is a depiction (in the form of time versus speed, determined by a modified Taylor life test) of 4140 steels that have been oven-glowed and softened. the process according to the invention (charge D))

DK 154229 BDK 154229 B

66

Fig. 12A er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 8640 stål før behandling i overensstemmelse med den foreliggende opfindelse (charge B).FIG. 12A is a photomicrograph showing the microstructure of 8640 steels prior to treatment in accordance with the present invention (charge B).

Fig. 12B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen 5 af 8640 stål, der er blevet ovnblødglødet (charge B).FIG. 12B is a photomicrograph showing the microstructure 5 of 8640 steel that has been oven-glowed (charge B).

Fig. 12C er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 8640 stål, der er blevet blødglødet i overensstemmelse méd fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge B).FIG. 12C is a photomicrograph showing the microstructure of 8640 steel which has been softened according to the method of the invention (charge B).

Fig. 13 er en graf af Charpy slagsejhed versus temperatur 10 for 8640 stål, der er blevet ovnblødglødet og blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge B).FIG. Figure 13 is a graph of Charpy impact toughness versus temperature 10 for 8640 steels that have been oven-glowed and softened by the process of the invention (charge B).

Fig. 14A er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 6150 stål før behandlingen i henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge G).FIG. 14A is a photomicrograph showing the microstructure of 6150 steel prior to treatment according to the method of the invention (charge G).

15 Fig. 14B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af 6150 stål, der er blevet ovnblødglødet (charge G).FIG. 14B is a photomicrograph showing the microstructure of 6150 steel that has been oven glowed (charge G).

Fig. 14C er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af 6150 stål, der er blevet blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge G).FIG. 14C is a photomicrograph showing the microstructure of 6150 steel which has been annealed using the method of the invention (charge G).

20 Fig. 15 er en graf af Charpy slagsejhed versus prøvetemperatur for 6150 stål, der er blevet blødglødet i en ovn, og 6150 stål, der er blevet blødglødet i overensstemmelse med fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge G).FIG. Figure 15 is a graph of Charpy impact toughness versus sample temperature for 6150 steels softened in an oven and 6150 steels softened according to the method of the invention (charge G).

Fig. 16A er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen 25 af et 1144 stål før behandlingen i henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge H).FIG. 16A is a photomicrograph showing the microstructure 25 of a 1144 steel prior to processing according to the method of the invention (charge H).

Fig. 16B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af det 1144 stål, der er vist på fig. 16A efter blødglød-FIG. 16B is a photomicrograph showing the microstructure of the 1144 steel shown in FIG. 16A after soft glow

DK 154229EDK 154229E

7 ning i en ovn (charge H) .7 in an oven (charge H).

Fig. 16C er et mikrofotograf!, der viser mikrostrukturen af det 1144 stål, efter at det er blevet blødglødet i henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge H).FIG. 16C is a photomicrograph showing the microstructure of the 1144 steel after it has been softened according to the method of the invention (charge H).

5 Fig. 17A er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af et 86L20 stål før behandlingen (charge I).FIG. 17A is a photomicrograph showing the microstructure of an 86L20 steel prior to processing (charge I).

Fig. 17B er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af det 86L20 stål fra fig. 17A, efter at det er blevet ovn blødglødet (charge I).FIG. 17B is a photomicrograph showing the microstructure of the 86L20 steel of FIG. 17A, after it has been oven-glowed (charge I).

10 Fig. 17C er et mikrofotografi, der viser mikrostrukturen af det 86L20 stål fra fig. 17A, efter at det er blevet ovn blødglødet i henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen (charge I).FIG. 17C is a photomicrograph showing the microstructure of the 86L20 steel of FIG. 17A, after the furnace has been softened according to the method of the invention (charge I).

Princippet ved opfindelsen har relation til den opdagelse, 15 at de høje niveauer af duktilitet og sejhed kan opnås med under-eutectoide stål ved blødglødning, hvor stålet hurtigt opvarmes til en temperatur over den øvre transformationstemperatur til dannelse af austenit og tilbageholdte jerncar-bider, idet opvarmningshastigheden er tilstrækkeligt stor, 20 således at det meste af carbiderne opløses i austenitten, hvorved der efterlades små partikler af carbid, der sædvanligvis har sfæroid form, i uopløst tilstand. Efter denne opvarmning afkøles stålet med en sådan hastighed, at de små partikler af tilbageholdt carbid, der er uopløst 25 i austenitten, tjener som kerner for væksten af øvre transformationsprodukter, især indeholdende perlit og blokformet ferrit samt fine sfæroider af jerncarbid.The principle of the invention relates to the finding that the high levels of ductility and toughness can be achieved with sub-eutectoid steels by soft annealing, where the steel is rapidly heated to a temperature above the upper transformation temperature to form austenite and retained iron carbides, the heating rate is sufficiently large, such that most of the carbides dissolve in the austenite, leaving small particles of carbide, usually in spheroidal form, in undissolved state. After this heating, the steel is cooled at such a rate that the small particles of retained carbide, which are not dissolved in the austenite, serve as cores for the growth of upper transformation products, especially containing perlite and block-shaped ferrite as well as fine iron carbide spheroids.

Det har vist sig, at carbider, der er dannet på denne måde ved afkøling, udmærker sig ved partikelstørrelser, der 30 er meget finere end ved de partikler, der dannes under ovn-blødglødning, hvilket resulterer i, at den raffinerede mikrostruktur af det blødglødede stål tilvejebringer forbedret duk-It has been found that carbides formed in this way upon cooling are distinguished by particle sizes much finer than the particles formed during furnace soaking, resulting in the refined microstructure of the soaked steel provides improved cloth

DK 154229 BDK 154229 B

8 tilitet, bearbejdningsevne og sejhed, når man sammenligner med stål, der har været udsat for ovnblødglødning.8 toughness, workability and toughness when compared to steel that has been subjected to furnace soaking.

Principperne i opfindelsen kan anvendes på behandlingen af undereutectoide stål med et carbonindhold, der er så højt 5 som op til 0,7 vægtprocent, og som fortrinsvis indeholder mellem 0,1 og 0,7 vægtprocent carbon. Sådanne stål kan indeholde relativt små mængder af de sædvanlige legeringsgrundstoffer, såsom chrom, nikkel og mangan.The principles of the invention can be applied to the treatment of undereutectoid steels having a carbon content as high as up to 0.7% by weight, and preferably containing between 0.1 and 0.7% by weight carbon. Such steels may contain relatively small amounts of the usual alloying elements, such as chromium, nickel and manganese.

Det er alment vedtaget, at stål, der indeholder under 5 10 vægtprocent af sådanne legeringsgrundstoffer, på dette område benævnes et "lavtlegeret stål”. Repræsentative undereutectoide stål, der kan anvendes i overensstemmelse med opfindelsen, er vist i den følgende tabel:It is generally accepted that steels containing less than 5% to 10% by weight of such alloying elements are referred to in this field as a "low alloy steel". Representative undereutectoid steels which can be used in accordance with the invention are shown in the following table:

DK 154229 EDK 154229 E

9 l£>9 l £>

-P-P

(1) O(1) Oh

-ti O I-to O I

a i λa i λ

c > PMc> PM

η '-f (Ί -f Kl r I roη '-f (Ί -f Kl r I ro

rH OOOOOOOIOrH OOOOOOOIO

C <».».».*.».».1 - OOOOOOO I o incoocoor-'Vor'iLn 0 t-t-CNt-CNt-OOv- ooooooooo ooo^oocr-oo'irocnro Μ σ\ιησ\οσΛσ\σ\οιη ooo^-ooooo Γ-νοοοΟ'ί-'ΦΓ^ I roC <».». ». *.». ». 1 - OOOOOOO I o incoocoor-'Vor'iLn 0 tt-CNt-CNt-OOv- ooooooooo ooo ^ oocr-oo'irocnro Μ σ \ ιησ \ οσΛσ \ σ \ οιη ooo ^ -ooooo Γ-νοοοΟ'ί-'ΦΓ ^ I ro

H τ— ·3- c- CN O O r- IH τ— · 3- c- CN O O r- I

[3 * * ^ »> ^ *· «» | * OOOOOOO I o[3 * * ^ »> ^ * ·« »| * OOOOOOO I o

Γ^οοοοι-'Γ^οουοιη H CMCNCNCNCMCOCMv-CMCM ^ οοοοι-'Γ ^ οουοιη H CMCNCNCNCMCOCMv-CM

ooooooooooooOOOooo

^t-srCNCNli— r-CNUOrO r—I CO OOOOOOOCMO^ t-srCNCNli— r-CNUOrO r — I CO OOOOOOOCMO

i_q i oooooooooi_q i ooooooooo

Hlhl

PQIPQI

Cl t-v-t— T-T-r-r-r-T-Cl t-v-t— T-T-r-r-r-T-

E-)| PM OOOOOOOOOE) | PM OOOOOOOOO

OOOOOOOOOoooOOOooo

romcNocNooor^o !S cTiOC^O'LCor-corooo *S| v v ^ ^ ^ ^ ^romcNocNooor ^ o! S cTiOC ^ O'LCor-corooo * S | v v ^^^^^

Or-OOO OOr-O v-v-r-OJOO'^O'^O OOOOOOOOOOr-OOO OOr-O v-v-r-OJOO '^ O' ^ O OOOOOOOOO

g* o! C-U o r~· oo r~ n ti Φ o<TicritncTNrfcr\cr\<yig * o! C-U o r ~ · oo r ~ n ti Φ o <TicritncTNrfcr \ cr \ <yi

Ps r^wjcDoocomvoys'iPs r ^ wjcDoocomvoys'i

COCO

-o (NCNCNCMCNCNCNCNCO-o (NCNCNCMCNCNCNCNCO

PP

(D O(D O

+j rsioooorMo^cN+ j rsioooorMo ^ cN

•Η H t— VOt— τ-τ-t— r-τ— V£>• Η H t— VOt— τ-τ-t— r-τ— V £>

(ti 'fOO^'i-fM'WlrCO(ti 'fOO ^' i-fM'WlrCO

έ Q) t7>έ Q) t7>

S-l CmOQHH OffiHS-l CmOQHH OffiH

ti Λ Oti Λ O

DK 154229 BDK 154229 B

1010

Ved den foretrukne udførelsesform for opfindelsen foreligger stålet i form af et arbejdsstykke, der kan opvarmes separat, således at opvarmningsprocessen kan kontrolleres nøjagtigt. Til dette formål foretrækkes det hyppigt at 5 anvende arbejdsstykker i en form, der har et gentagende tværsnit, såsom stænger, stave, rør og lignende.In the preferred embodiment of the invention, the steel is in the form of a workpiece which can be heated separately so that the heating process can be accurately controlled. For this purpose, it is frequently preferred to use workpieces in a form having a repeating cross-section such as rods, rods, tubes and the like.

I henhold til den foretrukne udførelsesform bliver de individuelle arbejdsstykker hurtigt opvarmet ved direkte elektrisk modstandsopvarmning eller ved elektrisk induktions-10 opvarmning, fortrinsvis mens temperaturen af arbejdsstykket styres ved hjælp af et passende sensor-organ. Hurtigheden af opvarmningsprocessen bevirker, at den austenitise-rende transformation skrider meget hurtigt frem, mens den muliggør den økonomiske behandling af store mængder af ar-15 bejdsstykker. Den mest foretrukne metode til hurtig opvarmning ifølge opfindelsen er ved direkte elektrisk modstandsopvarmning. Denne teknik, der er beskrevet detaljeret af Jones et al. i US patentskrift nr. 3 908 431, involverer en metode, hvorved en elektrisk strøm føres gennem arbejds-20 stykket af stål; den elektriske modstand af arbejdsstykket mod strømningen af elektrisk strøm frembringer en opvarmning af arbejdsstykket, der både er hurtig og ensartet gennem hele dets tværsnit.According to the preferred embodiment, the individual workpieces are rapidly heated by direct electrical resistance heating or by electric induction heating, preferably while the temperature of the workpiece is controlled by an appropriate sensor means. The speed of the heating process causes the austenitizing transformation to progress very rapidly while enabling the economical processing of large quantities of workpieces. The most preferred method of rapid heating according to the invention is by direct electrical resistance heating. This technique, described in detail by Jones et al. U.S. Patent No. 3,908,431 involves a method by which an electric current is passed through the steel workpiece; the electrical resistance of the workpiece to the flow of electric current produces a heating of the workpiece which is both fast and uniform throughout its cross-section.

Ved opvarmning i henhold til teknikken fra Jones et al.When heated according to the technique of Jones et al.

25 tilsluttes arbejdsstykket til en kilde for elektrisk strøm, hvorved tilslutningen foretages ved begge ender af arbejdsstykket, således at strømmen strømmer fuldstændigt gennem arbejdsstykket. På grund af den ensartede strømning af strømmen gennem arbejdsstykket stiger temperaturen af ar-30 bejdsstykket, der sædvanligvis foreligger i form af en stang eller stav, ensartet, både aksialt og radialt. Både det indre og det ydre af arbejdsstykket bliver således opvarmet samtidigt uden indføring af termiske spændinger.25, the workpiece is connected to a source of electrical current, whereby the connection is made at both ends of the workpiece so that the current flows completely through the workpiece. Because of the uniform flow of the flow through the workpiece, the temperature of the workpiece, usually in the form of a rod or rod, increases uniformly, both axially and radially. Thus both the interior and exterior of the workpiece are heated simultaneously without the introduction of thermal stresses.

I en konventionel ovn bliver det ydre af ovnens charge i 35 modsætning dertil opvarmet meget hurtigere end det indre, med det resultat, at stålet i nærheden af den ydre del afIn contrast, in a conventional furnace, the exterior of the furnace charge is heated much faster than the interior, with the result that the steel near the outer portion of the furnace is heated.

DK 154229 BDK 154229 B

11 chargen bliver helt transformeret til austenit, mens det indre af chargen på det samme tidspunkt ikke nødvendigvis er omdannet til austenit. En sådan ovnteknik involverer således en betydelig ulempe, fordi det er vanskeligt, 5 hvis ikke umuligt, at kontrollere opvarmningshastigheden således, at man opnår austenitisk transformation sammen med opløsning af kun en del af carbiderne. Der foreligger med andre ord under opvarmning i en ovn en tendens til at opløse hele mængden af carbid, og som følge deraf forelig-10 ger der ingen fine partikler af tilbageholdte carbider, der kan tjene som kerner til dannelse af de øvre transformationsprodukter ved afkøling.11 the charge is completely transformed into austenite, while at the same time the interior of the charge is not necessarily transformed into austenite. Thus, such a technique involves a considerable disadvantage because it is difficult, if not impossible, to control the rate of heating to achieve austenitic transformation together with dissolution of only a portion of the carbides. In other words, during heating in a furnace, there is a tendency to dissolve the entire amount of carbide, and as a result there are no fine particles of retained carbides which can serve as cores to form the upper transformation products upon cooling.

Ved udøvelsen af opfindelsen opvarmer man arbejdsstykket af stål til en temperatur over Ag eller den øvre transfor-15 mationstemperatur med en meget stor hastighed, sædvanligvis mellem 1 sekund og 10 minutter. Kontrol med opvarmningstrinnet kan gennemføres inden for relativt snævre grænser ved at gøre brug af den kendte endotermiske karakter af austenitisk transformation. Det er nu alment erkendt, at 20 temperaturen af arbejdsstykket ved begyndelsen af austenitisk transformation forbliver konstant, eller at den endog reduceres lidt i et tidsrum mellem nogle få sekunder og adskillige minutter, i nogen grad i afhængighed af opvarmningshastigheden. En typisk opvarmningskurve for det 25 austenitiserende trin, der anvendes ved udøvelsen af opfin delsen, er vist på tegningens fig. 1, der er en afbildning af temperatur versus tid for charge A af 4142 stål (kemien for denne særlige opvarmning er vist i tabel 1 i dét foregående). Som det fremgår af denne figur, opvarmer 30 man hurtigt to arbejdsstykker af stål under 5 minutter til austenitiserende temperaturer på 767°C for prøve (1) og 843°C for prøve (2). Opvarmningskurven viser, at der finder carbidopløsning sted, når temperaturstigningen forbliver konstant, dvs. på det såkaldte varmeafbrydelsespunkt.In the practice of the invention, the steel workpiece is heated to a temperature above Ag or the upper transformation temperature at a very high rate, usually between 1 second and 10 minutes. Control of the heating step can be carried out within relatively narrow limits using the known endothermic nature of austenitic transformation. It is now generally recognized that the temperature of the workpiece at the beginning of austenitic transformation remains constant, or even decreases slightly for a period of a few seconds to several minutes, to some extent depending on the rate of heating. A typical heating curve for the 25 austenitizing step used in the practice of the invention is shown in FIG. 1, which is a representation of temperature versus time for charge A of 4142 steel (the chemistry of this particular heating is shown in Table 1 in the preceding). As can be seen from this figure, two steel workpieces are rapidly heated for 5 minutes to austenitizing temperatures of 767 ° C for sample (1) and 843 ° C for sample (2). The heating curve shows that carbide dissolution takes place when the temperature rise remains constant, ie. at the so-called heat cut-off point.

35 Man må drage omsorg for, at alle carbiderne ikke opløses i det således dannede austenit, når dette punkt er nået.35 Care must be taken to ensure that all the carbides do not dissolve in the austenite thus formed when this point is reached.

DK 154229 BDK 154229 B

1212

Det er et vigtigt aspekt ved opfindelsen, at der tilbageholdes tilstrækkelige mængder af carbid i uopløst tilstand, hvilke kan tjene som kerner for udfældning af de øvre transformationsprodukter ved afkøling af arbejdsstyk-5 ket.It is an important aspect of the invention that sufficient amounts of carbide are dissolved in the undissolved state which can serve as cores for precipitation of the upper transformation products upon cooling of the workpiece.

Opvarmning til den austenitiserende temperatur fortsættes således i kort tid over varmeafbrydelsespunktet. I dette tidsrum fuldføres austenitiseringen af det meste af strukturen, og den struktur, der foreligger ved punktet for mak-10 simal temperatur, består i det væsentlige af austenit og u-opløste carbidpartikler. Efter austenitiseringen lader man arbejdsstykkerne luftkøle med deres egen hastighed.Thus, heating to the austenitizing temperature is continued for a short time above the heat cut-off point. During this time, the austenitization of most of the structure is completed, and the structure present at the maximum temperature point consists essentially of austenite and unresolved carbide particles. After the austenitization, the workpieces are allowed to cool at their own speed.

Som vist på fig. 1 udviser stålarterne en afkølingsafbrydelse (660°C for prøve (1) og 471°C for prøve (2)), ved 15 hvilket punkt udfældning af transformationsprodukter begynder. Afkølingsafbrydelsespunktet bestemmes således ved den anvendte austenitiserende temperatur. I tilfælde af prøve (1) var den austenitiserende temperatur en sådan, at prøven afkølede til dannelse af øvre transformationspro-20 dukter, mens prøve (2), der var austenitiseret ved den højere temperatur, afkølede til dannelse af lavere transformationsprodukter .As shown in FIG. 1, the steels exhibit a cooling interruption (660 ° C for sample (1) and 471 ° C for sample (2)), at which point precipitation of transformation products begins. Thus, the point of cooling break is determined by the austenitizing temperature used. In the case of sample (1), the austenitizing temperature was such that the sample cooled to form upper transformation products, while sample (2) austenitized at the higher temperature cooled to form lower transformation products.

De fuldstændige data i forbindelse med dette fænomen er vist i den følgende tabel: 25 TABEL_2The complete data related to this phenomenon is shown in the following table: 25 TABLE_2

MEKANISKE EGENSKABER AF 4142-AUSTENITISEREDE OG HFTKØLEDE PRØVESTYKKERMECHANICAL CHARACTERISTICS OF 4142 AUSTENITIZED AND COOLED SAMPLES

Prøvestykke Hårdhed Brud Flydning EL BASpecimen Hardness Fracture Flow EL BA

(Bhn) (Kg/cm2)(Kg/cm2) (%) (%T~(Bhn) (Kg / cm2) (Kg / cm2) (%) (% T ~

Netop modtaget stål 311 10757 5435 14,1 37,2 30 Austenitiseret ved 767°C (tid: 3 min.-36 sek.) 212 7762 4493 24,0 59,7Newly Received Steel 311 10757 5435 14.1 37.2 30 Austenitized at 767 ° C (Time: 3 Min.-36 Sec.) 212 7762 4493 24.0 59.7

Austenitiseret ved 7770C (tid: 35 3 min.-58 sek.) 235 8936 4950 18,5 41,6Austenitized at 77 ° C (time: 35 3 min-58 sec) 235 8936 4950 18.5 41.6

DK 154229 BDK 154229 B

13 TABEL_2 (forts.)13 TABLE_2 (continued)

Prøvestykke Hårdhed Brud Flydning EL RASpecimen Hardness Fracture Flow EL RA

(Bhn) (Kg/cm2)(Kg/cm2) (%) (%) 5 Austenitiseret ved 804OC (tid: 4 min.-26 sek.) 266 9506 5224 17*9 40*2(Bhn) (Kg / cm2) (Kg / cm2) (%) (%) 5 Austenitized at 804 ° C (time: 4 min-26 sec) 266 9506 5224 17 * 9 40 * 2

Austenitiseret ved 843°C (tid: 10 5 min.-2 sek.) 282 10357 " 6743 16*1 42,2 Hårdheden er angivet som Brinell hårdhedstallet (Bhn), der er en dimensionsløs størrelse, og som måles i henhold til den målemetode, der er beskrevet i bogen Making, Shaping and Treating Steel, U.S. Steel Corp., 1964, side 1157-1159.Austenitized at 843 ° C (time: 10 5 min-2 sec) 282 10357 "6743 16 * 1 42.2 The hardness is given as a Brinell hardness number (Bhn) which is a dimensionless size and is measured according to it. measurement method described in the book Making, Shaping and Treating Steel, US Steel Corp., 1964, pages 1157-1159.

15 EL og RA betyder henholdsvis forlængelse og arealreduktion.15 EL and RA mean extension and area reduction respectively.

De pågældende data viser, at hårdheden af stålet forøgedes (ledsaget af et fald i duktilitet), efterhånden som den au-stenitiserende temperatur forøgedes.The data in question show that the hardness of the steel increased (accompanied by a decrease in ductility) as the osteenitizing temperature increased.

De i det foregående angivne data viser* at accelereret blød-20 glødning ifølge opfindelsen afhænger af austenitiserings- temperaturen. Hvis temperaturen er for høj, opløses hele mængden af carbid, og som følge deraf foreligger der ingen kerner til at accelerere udfældningshastigheden af øvre transformationsprodukter.The data set out above shows * that accelerated soft annealing according to the invention depends on the austenitization temperature. If the temperature is too high, the entire amount of carbide dissolves and, as a result, no nuclei exist to accelerate the precipitation rate of upper transformation products.

25 Det har vist sig, at også tiden påvirker blødglødningspro- cessen ifølge opfindelsen, idet længere tider resulterer i opløsning af alle de tilstedeværende carbidpartikler.It has been found that time also influences the softening process according to the invention, since longer times result in dissolution of all the carbide particles present.

Denne effekt er vist på fig. 2* der er en anden afbildning af temperatur versus tid for en serie af prøver, der opbe-30 vares i varierende tidsrum før luftkøling (opvarmnings- og 14This effect is shown in FIG. 2 * there is another representation of temperature versus time for a series of samples stored for varying periods of time before air cooling (heating and 14

DK 154229 BDK 154229 B

afkølingsdelene af denne kurve er blevet skåret af ved 593°Cf således at man kun har vist den temperatur, hvor der dannes øvre transformationsprodukter; hårdhedsværdierne for hver prøve er også vist på grafen).the cooling portions of this curve have been cut off at 593 ° C so as to show only the temperature at which upper transformation products are formed; the hardness values for each sample are also shown on the graph).

5 Når det tidsrum, hvori de forskellige prøver holdes på den austenitiserende temperatur, forøges, reduceres afkølingsafbrydelsespunktet, som det fremgår af fig. 2; som resultat deraf foreligger der en tendens til, at der dannes lavere transformationsprodukter i stedet for de øvre transit) formationsprodukter, i henhold til udøvelsen af opfindel sen. Hårdhedsværdierne bliver således forøget, når auste-- nitiseringstiden forøges. Efter 12 minutter ved austeni-tiseringstemperaturen foreligger der faktisk ingen afkølingsafbrydelse inden for det i fig. 2 viste temperatur-15 interval, og de hårdeste, luftkølede prøvestykker bliver fremstillet.As the time period during which the various samples are kept at the austenitizing temperature is increased, the point of cooling interruption as shown in FIG. 2; as a result, there is a tendency for lower transformation products to be formed instead of the upper transit formation products, according to the practice of the invention. Thus, the hardness values are increased as the utilization time is increased. After 12 minutes at the austenization temperature, there is in fact no cooling interruption within the range shown in FIG. 2, and the hardest, air-cooled specimens are produced.

De i det foregående angivne prøver med 4142 prøvestykker Viste., at det accelererede blødglødningsfænomen ifølge opfindelsen afhænger både af austenitiseringstemperaturen og au-20 stenitiseringstiden. For at vise, hvorledes det accelere rede blødglødningsfænomen forekommer, undersøgte man mikrostrukturen af stålet før austenitisering, ved austenitiseringstemperaturen og efter luftkøling. Strukturen i den netop modtagne tilstand og strukturen i luftkølet tilstand 25 kunne undersøges under anvendelse af standardiserede metal- lografiske metoder. For at undersøge tilstanden af auste-nitten ved den austenitiserende temperatur anvendte man en klassisk metallurgisk køleteknik. Et prøvestykke fra charge A blev hurtigt opvarmet til 768°C og afkølet i un-30 der omrøring stående vand. De dele af strukturen, der var austenit før afkølingen, blev konverteret til martensit.The above-mentioned specimens with 4142 specimens showed that the accelerated softening phenomenon of the invention depends on both the austenitization temperature and the austenitization time. In order to show how the accelerated softening phenomenon occurs, the microstructure of the steel was examined before austenitization, at the austenitization temperature and after air cooling. The structure of the newly received state and the structure of the air-cooled state 25 could be examined using standard metallographic methods. To investigate the condition of the austenite at the austenitizing temperature, a classic metallurgical cooling technique was used. A sample from charge A was rapidly heated to 768 ° C and cooled under stirring water. The parts of the structure that were austenite prior to cooling were converted to martensite.

Som følge deraf kunne den austenitiske struktur iagttages ved stuetemperatur under anvendelse af et ætsemiddel, der ikke ville afsløre martensitten.As a result, the austenitic structure could be observed at room temperature using an etchant which would not reveal the martensite.

DK 154229 BDK 154229 B

1515

Fig. 3A, 3B og 3C viser strukturen, som den er i den netop modtagne tilstand, den austenitiserede-afkølede struktur og den austenitiserede-luftkølede struktur af prøver fra charge A. Scanningelektronmikroskopefc (SEM) blev an-5 vendt til disse mikrofotografier på grund af disse struk turers fine natur.FIG. Figures 3A, 3B and 3C show the structure as it is in the newly received state, the austenitized-cooled structure, and the austenitized-air-cooled structure of samples from charge A. Scanning electron microscopy (SEM) was used for these microphotographs because of these struk tour's fine nature.

Denne teknik afslørede klart strukturen af stålet før auste-nitisering, ved åustenitiseringstemperaturen og efter luftkøling.This technique clearly revealed the structure of the steel before exhaustion, at the austenitization temperature and after air cooling.

10 Det fremgår klart af disse mikrofotografier, at strukturen i den form, hvori den netop blev modtaget (før behandling), blev austenitiseret under den hurtige opvarmningscyklus, men nogle partikler af carbid forblev uopløst i austenit-ten. Da der allerede forelå kerner i den austenitiserede struk-15 tur, krævedes der ingen tid ved blødglødningstemperaturen til kernedannelse for øvre transformationsprodukter. De tilbageholdte carbid-partikler begyndte simpelt hen at vokse, når temperaturen faldt under A^ temperaturen, og slutteligt begyndte perlit at dannes ud fra carbid-kernerne. Som føl-20 ge deraf blev den tid, der krævedes til at blødgløde stålet, forkortet betydeligt. Adskillige andre kvaliteter af stål blev undersøgt på lignende måde, og i hvert tilfælde viste det sig, at den austenitiserede struktur bestod af auste-nit med fine, sfæroidale carbider. Denne retention af car-25 bidet i den austenitiserede struktur hidrørende fra hurtig opvarmning antages at være basis for det accelererede blød-glødningsfænomen ifølge opfindelsen.10 It is clear from these photomicrographs that the structure in the form in which it was just received (before treatment) was austenitized during the rapid heating cycle, but some carbide particles remained undissolved in the austenite. Since cores were already present in the austenitized structure, no time was required at the annealing temperature for nucleation for upper transformation products. The retained carbide particles simply began to grow as the temperature dropped below the A ^ temperature, and finally, perlite began to form from the carbide cores. As a result, the time required to soften the steel was significantly shortened. Several other grades of steel were investigated in a similar manner, and in each case it was found that the austenitized structure consisted of austenit with fine spheroidal carbides. This retention of the carbide in the austenitized structure resulting from rapid heating is believed to be the basis of the accelerated soft-glow phenomenon of the invention.

DK 154229BDK 154229B

1616

Retentionen af carbid i den austenitiserede struktur af stål har været bemærket i litteraturen. Med langsommere opvarmning er den carbidmængde, der tilbageholdes i den austenitiserede struktur, imidlertid ringe. Som følge deraf 5 er der mindre sandsynlighed for, at et stål, der opvarmes langsomt til austenitiseringstemperaturen, udviser det accelererede hærdefænomen. Sammenlignende prøver med auste-nitiseringsbehandlinger i ovn og hurtige austenitiserings-behandlinger afslørede, at det accelererede blødglødnings-10 fænomen ikke forekom ved ovnbehandlinger.The retention of carbide in the austenitized steel structure has been noted in the literature. However, with slower heating, the amount of carbide retained in the austenitized structure is low. As a result, 5, a steel slowly heated to the austenitization temperature is less likely to exhibit the accelerated hardening phenomenon. Comparative samples with oven austeritization treatments and rapid austenitization treatments revealed that the accelerated softening phenomenon did not occur with oven treatments.

Ved en af disse prøver austenitiserede man stænger af 8640 fra charge B ved forskellige temperaturer i en ovn, og man lod dem luftkøle. Derpå austenitiserede man et andet sæt af stænger fra denne samme charge med elektrisk modstands-15 opvarmning, og man lod dette luftkøle. De mekaniske egenskaber, der resulterede af denne behandling, er vist på fig. 4. Alle de ovnbehandlede prøvestykker afkølede til en relativt høj hårdhed. Imidlertid viser de hurtigt opvarmede prøvestykker en betydelig overgang mellem hårde 20 . og bløde, luftkølede prøvestykker. Tabel 3 viser de meka niske egenskaber af et sæt af prøvestykker fra denne prøve.In one of these samples, rods of 8640 from charge B were austenitized at various temperatures in an oven and allowed to cool. Then a second set of rods were austenitized from this same charge with electrical resistance heating and allowed to cool. The mechanical properties that resulted from this treatment are shown in FIG. 4. All of the oven-treated specimens cooled to a relatively high hardness. However, the rapidly heated specimens show a significant transition between hard 20s. and soft, air-cooled specimens. Table 3 shows the mechanical properties of a set of specimens from this sample.

Det i en ovn austenitiserede prøvestykke havde mekaniske egenskaber, der meget lignede de mekaniske egenskaber af prøvestykkerne af stål i den netop modtagne tilstand, mens 25 det hurtigt austenitiserede prøvestykke var betydeligt blødere. Det fremgår klart af disse data, at 8640 responderede på den hurtige austenitisering på samme måde,som 4142 havde responderet. Det accelererede blødglødningsfæno-men træder tydeligere frem i 8640, fordi dette stål har la-30 vere hærdelighed end 4142.The specimen austenitized in a furnace had mechanical properties very similar to the mechanical properties of the specimens of steel in the newly received state, while the rapidly austenitized specimen was considerably softer. It is clear from these data that 8640 responded to the rapid austenitization in the same manner as 4142 had responded. The accelerated softening phenomenon is more pronounced in 8640 because this steel has a lower hardness than 4142.

DK 154229 BDK 154229 B

17 TABEL 317 TABLE 3

MEKANISKE EGENSKABER AF 8640-AUSTENITISEREDE OG LUFEKØLEDE PRØVESTYKKERMECHANICAL PROPERTIES OF 8640 AUSTENITIZED AND AIR-COOLED SAMPLES

Prøvestykke Hårdhed Brud Flydning EL FASpecimen Hardness Fracture Flow EL FA

(Bhn) (Kg/cm2)(Kg/cm2) (%) i*3 8640 son modtaget 256 9330 6630 15,1 39,1 5 Ovnaustenitiseret ved 816°C, luftkølet (tid: 1 time) 254 9288 6764 15,5 47,0(Bhn) (Kg / cm2) (Kg / cm2) (%) in * 3 8640 son received 256 9330 6630 15.1 39.1 5 Oven austenitized at 816 ° C, air cooled (time: 1 hour) 254 9288 6764 15, 47.0

Hurtigt austenitiseret ved 816°C, luftkølet (tid: 4 min.) 205 7811 4999 20,0 50,8 10 Disse forsøg viser, at det accelererede blødglødningsfænomen er følsomt over for austenitiseringstemperatur, fordi de prøvestykker, der meget hurtigt austenitiserede over 843°C, ikke blev selv-blødglødende. Disse forsøg viser også, at det accelererede blødglødningsfænomen også afhænger af austenitiseringstid, 15 fordi ingen af de i ovne austenitiserede prøvestykker blev blødglødet under luftkøling, uafhængigt af austenitiserings-temperaturen. Ovnbehandlinger er simpelt hen for langsomme til at tillade, at det accelererede fænomen forekommer. Den relativt lange tid ved austenitiseringstempera-20 turen tillader, at det tilbageholdte carbid bliver opløst eller reduceret i størrelse til det punkt, hvor der ikke er tilstrækkeligt carbid tilbage til, at det kan fungere effektivt som kerner for carbidvækst under afkøling.Rapidly austenitized at 816 ° C, air-cooled (time: 4 min.) 205 7811 4999 20.0 50.8 10 These experiments show that the accelerated softening phenomenon is sensitive to austenitization temperature because the specimens that very quickly austenitized above 843 ° C, did not become self-soaking. These experiments also show that the accelerated softening phenomenon also depends on austenitization time, because none of the austenitized specimens in the furnaces were softened under air cooling, regardless of the austenitization temperature. Oven treatments are simply too slow to allow the accelerated phenomenon to occur. The relatively long time at the austenitization temperature allows the retained carbide to dissolve or reduce in size to the point where there is insufficient carbide left to function effectively as cores for carbide growth during cooling.

1818

DK 154229 BDK 154229 B

I henhold til en variation ved opfindelsens udøvelse er det undertiden ønskværdigt at sikre ensartethed af afkølingshastigheder, når store charger af arbejdsstykker behandles. Hvis man f.eks. simpelt hen opvarmede stålstæn-5 ger og opstablede dem i en reol til afkøling, kunne den første stang afkøles med en langt større hastighed end den sidste, og som følge deraf kunne der udvikles en mangel på ensartethed inden for en charge af stål, der er oparbejdet på samme gang. For derfor at undgå mangel på ensar-10 tethed fra charge til charge kan man gøre brug af en isoleret kølekø af den art, der er illustreret på tegningens fig.According to a variation in the practice of the invention, it is sometimes desirable to ensure uniformity of cooling rates when large batches of workpieces are processed. For example, if simply heated steel bars and stacked in a shelf for cooling, the first bar could be cooled at a far greater rate than the last, and as a result a lack of uniformity could be developed within a charge of steel which is worked up at the same time. Therefore, in order to avoid a lack of uniformity from charge to charge, an isolated cooling queue of the kind illustrated in the drawing of FIG.

5. Når man gør brug af denne type udstyr, er det muligt at føre stænger gennem køen med en opholdstid på f.eks. 10 minutter. Man behøver ikke at bruge nogen ekstern varme-15 kilde i udstyr af denne type, og som følge heraf bliver der ikke brugt nogen energi. Forsøg, hvad angår ensartethed af mekaniske egenskaber, har vist, at de isolerede køle-køer er effektive.5. When using this type of equipment it is possible to pass rods through the queue with a residence time of e.g. 10 minutes. There is no need to use any external heat-15 source in equipment of this type, and as a result no energy is used. Tests on uniformity of mechanical properties have shown that the insulated cooling cows are effective.

Efter at de principielle aspekter ved opfindelsen er be-20 skrevet, skal der nu henvises til de følgende eksempler, der er tilvejebragt af illustrerende årsager og ikke af hensyn til begrænsning, i forbindelse med udøvelse af opfindelsen ved blødglødning af stålstænger med en længde på 2,1 m. I hvert eksempel undersøgte man stålet i tre til-25 stande, nemlig i den netop modtagne tilstand eller før enhver behandling, efter ovnblødglødning, og efter blødglødning ved hjælp af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, idet man gjorde sammenligninger mellem det ovnblødglødede stål og stål, der er blødglødet ifølge opfindelsen.Having described the basic aspects of the invention, reference will now be made to the following examples which are provided by way of illustration and not by way of limitation, in connection with the practice of the invention in the annealing of steel bars having a length of 2 In each example, the steel was examined in three states, namely in the condition just received or before any treatment, after furnace soaking and after soaking by the method of the invention, making comparisons between the furnace soaked steel and steel which is softened according to the invention.

DK 154229 BDK 154229 B

19 EKSEMPEL 1EXAMPLE 1

Dette eksempel illustrerer blødglødningen af et 4140 stål fra charge C, som vist i tabel 1.This example illustrates the soft annealing of a 4140 steel from charge C, as shown in Table 1.

Tyve stænger af 4140 fra charge C blev ovnblødglødet un* der anvendelse af en ovn med valsearne. Ovnens austenitise-5 ringstemperatur var 843°C, og blødglødningscyklus var totalt 16 timer lang.Twenty bars of 4140 from charge C were oven-glowed using a furnace with rollers. The austenitization temperature of the furnace was 843 ° C and the softening cycle was a total of 16 hours.

Tyve stænger fra den samme charge blev også blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Auste-nitiseringstemperaturen var 788°C, og hver stang blev auste-10 nitiseret i 33 sekunder. Den totale blødglødningstid for alle tyve stænger var under 1 time.Twenty rods from the same charge were also softened using the method of the invention. The authentication temperature was 788 ° C and each bar was authenticated for 33 seconds. The total bleeding time for all twenty bars was less than 1 hour.

Begge charger af stål blev renset, koldtrukket og strakt efter blødglødning. Derpå blev de to charger undersøgt i udstrakt grad, og det stål, der resterede efter undersøgelse, 15 blev anvendt til en maskinbearbejdningsprøve. Tabel 4 viser de mekaniske egenskaber af dét stål, der er anvendt i disse prøver. De mekaniske egenskaber af stålet i den netop modtagne tilstand og af stålet, når det netop er blødglødet, er vist af sammenligningsgrunde.Both steel loads were cleaned, cold drawn and stretched for soft annealing. Then the two batches were extensively examined and the steel remaining after examination was used for a machining test. Table 4 shows the mechanical properties of the steel used in these tests. The mechanical properties of the steel in the newly received state and of the steel when it has just been annealed are shown for comparative reasons.

20 Det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, har en bedre kombination af egenskaber end det ovnblødglødede stål. Hårdheden af det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, er lidt højere, men de betydende forskelle mellem 25 de to produkter er den forbedrede duktilitet af det stål, der er blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Forlængelsen var 13,3 % for det ovnblødglødede stål efter fuldstændig behandling, og forlængelsen for det stål, der var blødglødet under anvendelse af denne fremgangsmåde, var 17,0 %. 30 Dette er en forbedring på 28 %. Arealreduktionen for det ovnblødglødede stål var 39,0 %, og arealfeduktionen for det stål., der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, var 59,3 %. Dette er en forbedring påThe steel that has been annealed using the method of the invention has a better combination of properties than the furnace soaked steel. The hardness of the steel annealed using the method of the invention is slightly higher, but the significant differences between the two products are the improved ductility of the steel softened by the method of the invention. The elongation was 13.3% for the furnace annealed steel after complete treatment and the elongation for the steel annealed using this method was 17.0%. 30 This is a 28% improvement. The area reduction for the furnace soaked steel was 39.0% and the area reduction for the steel softened using the method of the invention was 59.3%. This is an improvement on

DK 154229BDK 154229B

20 52 %. Forlængelsen og arealreduktionen er basis for bedømmelse af duktiliteten af en stålart, og disse forbedringer i forhold til det ovn blødglødede stål viser en dramatisk forbedring, hvad angår duktilitet og forarbejdelig-5 hed.20 52%. The elongation and area reduction are the basis for assessing the ductility of a steel species, and these improvements over the furnace softened steel show a dramatic improvement in ductility and processability.

TABEL 4TABLE 4

^KANISKE_EGENSKABER_AF_41_4g_;; __CHARGE_C^ KANISKE_EGENSKABER_AF_41_4g_ ;; __CHARGE_C

Prøvestykke_Hårdhed Brud Flydning EL RASpecimen_Hardness Fracture Flow EL RA

(Bhn) (Kg/cm2)(Kg/cm2) (%) (%) 10 4140 san modtaget 315 10617 8472 13,0 39,4(Bhn) (Kg / cm2) (Kg / cm2) (%) (%) 10 4140 san received 315 10617 8472 13.0 39.4

Ovnblødglødet 197 7010 3276 21,5 40,8Furnace soot glow 197 7010 3276 21.5 40.8

Blødglødet ved den 217 7596 4127 23,5 60,9 foreliggende proces 15 Ovnblødglødet og 226 7840 5709 13,3 39,0 koldtrukket Blødglødet i henhold til den foreliggende tSS9Snåde °9 k0ld' 238 8395 6602 17-° 59'3 20 Grunden til den forbedrede duktilitet af det produkt, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, fremgår tydeligt af mikrostrukturen af disse stålprøver. Fig. 6A, 6B og 6C viser mikrostrukturerne af prøver fra denne opvarmning af 4140 i tre tilstande: i den 25 netop modtagne tilstand, ovnblødglødet og blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Strukturen i den netop modtagne tilstand består af lavere transformationsprodukter: øvre bainit og nåleformet ferrit. Det stål, der er blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde, har en 30 struktur, der i det væsentlige består af ferrit, perlit og fine carbid-sfæroider. Ferrit-arealerne er ikke skarpt afgrænsende, og ferritten indeholder sfæroidale carbider.The glow of the 217 7596 4127 23.5 60.9 present process 15 The furnace glow and 226 7840 5709 13.3 39.0 cold drawn The glow according to the present tSS9 Thread ° 9 cold '238 8395 6602 17- ° 59'3 20 The reason for the improved ductility of the product softened using the method of the invention is evident from the microstructure of these steel samples. FIG. Figures 6A, 6B and 6C show the microstructures of samples from this heating of 4140 in three states: in the state just received, the furnace glow and the glow using the method of the invention. The structure of the newly received state consists of lower transformation products: upper bainite and needle-shaped ferrite. The steel softened by the present process has a structure consisting essentially of ferrite, perlite and fine carbide spheroids. The ferrite areas are not sharply bounded and the ferrite contains spheroidal carbides.

Desuden er kornstørrelsen finere for det stål, der er hærdet ved hjælp af den foreliggende fremgangsmåde. Det erIn addition, the grain size is finer for the steel cured by the present method. It is

DK 154229 BDK 154229 B

21 den fine natur af denne struktur, der meddeler stålet dets forbedrede duktilitet og bearbejdelighed i forhold til den grove struktur af det ovnblødglødede materiale.21 the fine nature of this structure which imparts to the steel its improved ductility and workability relative to the coarse structure of the furnace soaked material.

Den fine mikrostruktur giver også det blødglødede produkt 5 forbedret sejhed. Fig. 7 viser Charpy slagsejhedskurverne for stænger taget fra de to charger af blødglødede stål.The fine microstructure also gives the soft-glowed product 5 improved toughness. FIG. 7 shows the Charpy impact toughness curves for rods taken from the two soft-glow steel steels.

Det stål, der er blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen, har en lavere overgangstemperatur og en øvre opbevaringsenergi, der er næsten tre gange så stor som opbe-10 varingsenergien af det ovnblødglødede stål. Forbedret sejhed er værdifuld for anvendelser, hvor delen bliver maskin-bearbejdet eller formet, og derpå kun overfladeblødglødet.The steel annealed by the process according to the invention has a lower transition temperature and an upper storage energy that is almost three times the storage energy of the furnace soaked steel. Enhanced toughness is valuable for applications where the part is machined or molded, and then only surface bleed.

I sådanne anvendelser ville forbedret kernesejhed give delen højere resistens over for brud.In such applications, improved core toughness would give the part higher resistance to fracture.

15 For at påvise, at den forbedrede sejhed og duktilitet af stål, der er blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen, ikke på skadelig måde påvirker maskinbearbejdeligheden deraf, i sammenligning med maskinbearbejdeligheden af ovn-blødglødet stål, gennemførte man en omfattende maskinbear-20 bejdningsprøve. Man udvalgte skruemaskinprøven, fordi den prøver maskinbearbejdeligheden af stålet med adskillige forskellige typer af redskaber. Fig. 8 viser resultaterne af prøvning af maskinbearbejdelighed af to blødglødede charger af 4140 fra charge C. I denne type af prøve måler og afbil-25 der man vækst af delen mod tiden eller antallet af dele, som er produceret. Stål, der maskinbearbejdes godt, har kurver for vækst af delene, der er relativt flade og i nærheden af tidsaksen. Stål, der har ringe maskinbearbejdelighed, har kurver, der har stejle hældninger. Kurverne angå-30 ende vækst af delen, som vist på fig. 8, viser, at de to blødglødede stål havde omtrent den samme maskinbearbejdelighed. Det stål, der blev blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen, var lidt bedre end det ovnblødglødede stål, men forskellen betragtes ikke som værende signifikant.In order to demonstrate that the improved toughness and ductility of steel softened by the process of the invention does not adversely affect the machinability thereof, in comparison with the machinability of furnace-annealed steel, an extensive machining test was conducted. The screwdriver sample was selected because it tests the machinability of the steel with several different types of tools. FIG. Figure 8 shows the machinability test results of two soft-glowed batches of 4140 from charge C. In this type of sample, growth and measurement of the part is measured against time or the number of parts produced. Well machined steels have curves for growth of the parts that are relatively flat and close to the time axis. Steels that have low machinability have curves that have steep slopes. The growth curve of the part, as shown in FIG. 8 shows that the two soft annealed steels had about the same machinability. The steel softened by the process of the invention was slightly better than the furnace soaked steel, but the difference is not considered significant.

2222

DK 154229BDK 154229B

EKSEMPEL 2EXAMPLE 2

Dette eksempel illustrerer blødglødningen af et 4140 stål fra charge D.This example illustrates the soft annealing of a 4140 steel from charge D.

Tyve stænger fra charge D blev ovnblødglødet under anvendelse af en 16 timers cyklus med en austenitiseringstempe-5 ratur af 843°C. Derpå blev tyve yderligere stænger fra den samme charge blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Med henblik på denne behandling blev hver stang austenitiseret ved 816°C i cirka 36 sekunder, og hele chargen blev blødglødet i under 1 time.Twenty bars from charge D were oven-glowed using a 16-hour cycle with an austenitization temperature of 843 ° C. Then twenty additional rods from the same batch were softened using the method of the invention. For the purpose of this treatment, each rod was austenitized at 816 ° C for approximately 36 seconds and the entire batch was soaked for less than 1 hour.

10 Begge charger blev derpå befriet for flager, koldtrukket og rettet. Man gennemførte en udstrakt prøvning på hver charge, og det stål, der blev tilbage efter denne prøvning, blev anvendt til prøver for maskinbearbejdelighed. De mekaniske egenskaber af stålet, i den netop modtagne tilstand, 15 det ovnblødglødede stål og det stål, der var blødglødet ved hjælp af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, er vist i tabel 5. Også her viser det sig, at det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, havde større duktilitet og var lidt hårdere end det ovnblød-20 glødede stål. Pig. 9A, 9B og 9C viser mikrostrukturen af.10 Both charges were then freed of flakes, cold drawn and corrected. An extensive test was performed on each batch and the steel remaining after this test was used for machinability tests. The mechanical properties of the steel, in the newly received state, the furnace soaked steel and the steel which was softened by the method of the invention are shown in Table 5. Here again, it is found that the steel which is softened below using the method of the invention had greater ductility and was slightly tougher than the furnace soft-glowed steel. Pig. 9A, 9B and 9C show the microstructure of.

denne charge af stål i tre tilstande: som modtaget, ovnblødglødet og blødglødet ifølge opfindelsen. Som før har det stål, der er blødglødet ifølge opfindelsen, en mikrostruktur, der er meget finere end mikrostrukturen af det ovnblødglød-25 ede stål.this charge of steel in three states: as received, the furnace glow and the glow according to the invention. As before, the softened steel according to the invention has a microstructure much finer than the microstructure of the furnace soaked steel.

TABEL_5TABEL_5

MEKANISKE EGENSKABER AF 4140 - CHARGE DMECHANICAL PROPERTIES OF 4140 - CHARGE D

Prøvestykke_Hårdhed Brudstyrke Flydestyrke EL RASpecimen_Hardness Fracture Strength Flow strength EL RA

(BHN) (Kg/cnr) ' (kg/cm2) (%) (%F(BHN) (Kg / cm) (kg / cm 2) (%) (% F

30 4140 scm modtaget 311 10645 7706 13,3 41,930 4140 scm received 311 10645 7706 13.3 41.9

Ovnblødglødet og kold- 231 8374 7193' 12,1 42,8 trukketThe furnace soot and cold-drawn 12.1 42.8

Blødglødet i henhold til den foreliggende fremgangsmåde og koldtrukket 241 8958 7446 13,8 53,1 23The glow according to the present method and cold drawn 241 8958 7446 13.8 53.1 23

DK 154229BDK 154229B

Fig. 10 viser Charpy slagsejhedskurverne for det ovnblød-glødede stål og stålet blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde. Overlegenheden af stålet blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde er igen indlysende. Overgangstempera-5 turen er lavere, og den øvre opbevaringsenergi er højere for det stål, der er blødglødet ved den foreliggende proces.FIG. 10 shows the Charpy impact toughness curves for the furnace soft-glowed steel and steel softened by the present method. The superiority of the steel soft glow in the present process is again obvious. The transition temperature is lower and the upper storage energy is higher for the steel softened by the present process.

Man gennemførte maskinbearbfej$elighedsprøver af de to blød-glødede charger af stål under anvendelse af en modificeret livsprøve af Taylor-typen. I denne type maskinbearbejdeiig-10 hedsprøve drejer man stangen ved forskellige hastigheder, og man tilfører materiale, indtil det maskinbearbejdende værktøj svigter. Derpå afbilder man de datapunkter, der repræsenterer tiden til svigtende funktion, ved forskellige hastigheder på dobbelt logaritmepapir. Resultatet er en 15 ret linie, der repræsenterer forholdet mellem maskinbearbe jdningshastighed og tid, til værktøjet udviser svigtende funktion. Fig. 11 viser resultaterne af denne type af maskinbearbe jdelighedsprøve på de to hærdede charger, der er fremstillet ud fra charge D. De to linier skærer hinanden, 20 hvilket viser, at der er nogen forskel mellem den måde, på hvilken disse to blødglødede stålarter maskinbearbejdes. Imidlertid er det stål, der er blødglødet ved hjælp af opfindelsen, lidt bedre ved de lavere maskinbearbejdnings-hastigheder, hvor legeringsstål sædvanligvis er maskinbe-25 arbejdet. Selv om det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, var hårdere, sejere og mere duktilt, blev det også i dette tilfælde bedre maskinbearbejdet end det ovnblødglødede stål. Disse forskelle hvad angår duktilitet, sejhed og maskinbearbejde-30 lighed, er, taget som helhed, en betydelig forbedring af dette ståls mekaniske egenskaber.Machine machinability tests of the two soft-glow steel loads were performed using a modified Taylor-type life test. In this type of machining skill test, the bar is rotated at different speeds and material is fed until the machining tool fails. Then the data points representing the time to failure function are mapped at different speeds on double logarithm paper. The result is a straight line, representing the relationship between machine machining speed and time, until the tool exhibits failing function. FIG. Figure 11 shows the results of this type of machinability test on the two hardened batches prepared from charge D. The two lines intersect, 20 showing that there is some difference between the way in which these two soft annealed steels are machined. However, the steel softened by the invention is slightly better at the lower machining speeds, where alloy steel is usually machined. Although the steel glowed using the process of the invention was tougher, tougher and more ductile, in this case it was also better machined than the furnace glowed steel. These differences in ductility, toughness and machinability are, taken as a whole, a significant improvement in the mechanical properties of this steel.

EKSEMPEL 3EXAMPLE 3

Ti stænger af 4140 stål fra charge E blev ovnblødglødet under anvendelse af en 16 timers cyklus med en austenitiseringstem-peratur af 843°C. Derpå blev ti stænger.fra den samme charge 35 blødglødet ved hjælp af den foreliggende fremgangsmådeTen 4140 steel E rods from charge E were oven-glowed using a 16 hour cycle with an austenitization temperature of 843 ° C. Then ten rods from the same charge 35 were softened by the present method

DK 154229 BDK 154229 B

24 under anvendelse af en austenitiseringstemperatur af 788°C. Stængerne blev hver for sig austenitiseret i 35 sekunder, og hele blødglødningscyklus var 45 minutter lang. Tabel 6 viser resultaterne af denne behandling. De prøvestykker, der 5 er fremstillet ved denne prøve, var ikke koldtrukket efter blød-glødning. Denne charge responderede på blødglødning under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen næsten nøjagtigt på samme måde, som de andre charger responderede. Den overlegne duktilitet af det stål, der var blødglødet ved 10 fremgangsmåden ifølge opfindelsen, fremgår af de i tabel 6 angivne data.24 using an austenitization temperature of 788 ° C. The bars were separately austenitized for 35 seconds, and the entire bleeding cycle was 45 minutes long. Table 6 shows the results of this treatment. The specimens produced by this sample were not cold drawn after soft-annealing. This charge responded to soft annealing using the method of the invention almost exactly in the same way as the other charges responded. The superior ductility of the steel which was annealed by the process of the invention is evident from the data given in Table 6.

TABEL 6TABLE 6

^KANISKE_EGENSKABER_AF_4140_-_CHARGE_E^ KANISKE_EGENSKABER_AF_4140 _-_ CHARGE_E

"*5 (Bhn) (Kg/cm ) (kg/cm ) (%) (%) 4140 son modtaget 269 9955 6975 15,7 50,25 (Bhn) (Kg / cm) (kg / cm) (%) (%) 4140 son received 269 9955 6975 15.7 50.2

Ovnblødglødet stål 186 7291 348J 19,7 42,6Furnace soaked steel 186 7291 348J 19.7 42.6

Blødglødet i henhold til fremgangsmåden ifølge 20 opfindelsen 194 7347 6827 24,6 60,5 EKSEMPEL 4The softener according to the method of the invention 194 7347 6827 24.6 60.5 EXAMPLE 4

Femten stænger af 4142 fra charge F blev blødglødet under anvendelse af en ovn. Austenitiseringstemperaturen for ovnbehandlingen var 843°C, og cyklus var 16 timer lang. Derpå 2.5 blødglødede man 15 flere stænger fra den samme charge under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Man anvendte en austenitiseringstemperatur på 788°C, og hver stang blev austenitiseret i 60 sekunder. Hele cyklus var under 1 time lang. Tabel 7 viser de mekaniske egenskaber af stålet i tre 30 tilstande: som modtaget, ovnblødglødet og blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. Også i dette tilfælde havde det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, overlegen 25Fifteen bars of 4142 from charge F were soaked using an oven. The Austenitization temperature for the furnace treatment was 843 ° C and the cycle was 16 hours long. Then, 2.5 more rods were glowed from the same charge using the method of the invention. An austenitization temperature of 788 ° C was used and each rod was austenitized for 60 seconds. The whole cycle was less than 1 hour long. Table 7 shows the mechanical properties of the steel in three states: as received, the furnace incandescent and the incandescent using the method of the invention. Also in this case, the steel which was annealed using the method of the invention had superior 25

DK 154229BDK 154229B

duktilitet i sammenligning med duktiliteten af det ovn-blødglødede stål.ductility in comparison with the ductility of the furnace-soaked steel.

TABEL 7TABLE 7

MEKANISKE_EGENSKABER_AF _ 41 4 2_-_CHARGE_FMECHANICAL_PROPERTIES_AF _ 41 4 2 _-_ CHARGE_F

5 Prøvestykke_Hårdhed Brudstykke Flydestvrke EL RA5 Specimen_Hardness Fracture Flow strength EL RA

· (Bhn) (Kg/cm ) (Kg/crn ) (%) 4142 scm modtaget 268 9914 6968 15/5 46/5· (Bhn) (Kg / cm) (Kg / crn) (%) 4142 scm received 268 9914 6968 15/5 46/5

Ovnblødglødet stål 194 7158 3537 20,8 46,6 - Blødglødet i henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen 196 7193 4655 25,0 68,3 EKSEMPEL 5Furnace annealed steel 194 7158 3537 20.8 46.6 - The annealed according to the process of the invention 196 7193 4655 25.0 68.3 EXAMPLE 5

Ti stænger af 8640 fra charge B blev blødglødet under anvendelse af ovnen med valsearne. Ovnens austenitiserings-15 temperatur var 843°C, og ovncyklus var totalt 16 timer.Ten bars of 8640 from charge B were softened using the furnace with the rollers. The austenitization temperature of the oven was 843 ° C and the oven cycle was a total of 16 hours.

Derpå blev ti stænger fra den samme charge blødglødet under anvendelse af den foreliggende fremgangsmåde. Austenitise-ringstemperaturen var 788°C, og hver stang blev austeniti-seret i 35 sekunder. Den totale blødglødningscyklus under 20 anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen var ca. 30 minutter. Tabel 8 viser de mekaniske egenskaber af stålet under tre betingelser: som modtaget, ovnblødglødet og blødglødet under anvendelse af den foreliggende fremgangsmåde.Then ten rods from the same charge were annealed using the present method. The austenitization temperature was 788 ° C and each rod was austenitized for 35 seconds. The total bleeding cycle using the method of the invention was approx. 30 minutes. Table 8 shows the mechanical properties of the steel under three conditions: as received, the furnace incandescent and the incandescent using the present method.

Også i dette tilfælde havde det stål, der var blødglødet 25 under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, betydeligt bedre duktilitet end det ovnblødglødede stål.Also in this case, the steel which was annealed 25 using the process of the invention had significantly better ductility than the furnace soaked steel.

TABEL 8 26TABLE 8 26

DK 154229 BDK 154229 B

MEKMISKE_EGENSKABER_AF_8640_-_CHARGE_BMEKMISKE_EGENSKABER_AF_8640 _-_ CHARGE_B

Prøvestykke_Hårdhed Brudstykke Flydestyyke EL RASpecimen_Hardness Fragment Float piece EL RA

(Bhn) (Kg/cm) (Kg/cm2) (%) (%) 5 8640 scm modtaget 258 9288 7228 16,7 46,9(Bhn) (Kg / cm) (Kg / cm2) (%) (%) 5 8640 scm received 258 9288 7228 16.7 46.9

Ovnblødglødet stål 176 6890 3466 22,8 47,0Furnace soaked steel 176 6890 3466 22.8 47.0

Blødglødet 1 henhold til fremgangsmåden ifølge opfindelsen 180 6954 4247 28,1 64,6 10 Mikrostrukturerne.af det netop modtagne stål, det ovnblød-glødede stål og det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, er vist på fig. 12A, 12B og 12C. Det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, havde en mere sfæ-15 roidal struktur end det ovnblødglødede stål, og det var noget finere. Denne forskel i mikrostruktur er af lignende art som den, der blev iagttaget ved 4140 prøven. Man undersøgte også 8640 for sejhed under anvendelse af Charpy slag-seghedsprøven. Resultaterne af slagsejhedsprøvningen af de 20 to blødglødede charger er vist på fig. 13. Også i dette tilfælde havde det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, langt den bedste sejhed. (det bør bemærkes, at det blødglødede 8640 ikke var koldtruk-ket før prøvning; som følge deraf var det noget blødere og 25 sejere end 4140 chargerne, der er anført i det foregående).The softened 1 according to the method according to the invention 180 6954 4247 28.1 64.6 10 The microstructures of the newly received steel, the furnace softened steel and the steel which was softened using the method according to the invention are shown in FIG. 12A, 12B and 12C. The steel which has been annealed using the method of the invention had a more spheroidal structure than the furnace soaked steel and was somewhat finer. This difference in microstructure is similar to that observed in the 4140 sample. 8640 for toughness was also tested using the Charpy impact toughness test. The results of the impact toughness test of the 20 two soaked charger are shown in FIG. 13. In this case, too, the steel that was annealed using the method of the invention had by far the best toughness. (It should be noted that the soft-glowed 8640 was not cold-drawn before testing; as a result, it was somewhat softer and 25 tougher than the 4140 chargers listed above).

EKSEMPEL 6EXAMPLE 6

Tyve stænger af 6150 fra charge G blev blødglødet under anvendelse af en ovn med valsearne. Ovnens austenitiserings-temperatur var 843°C, og cyklus var 16 timer.Twenty bars of 6150 from charge G were softened using a furnace with rollers. The furnace austenitization temperature was 843 ° C and cycle was 16 hours.

Derpå blev tyve stænger fra den samme charge blødglødet un-30 der anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen med en austenitiseringstemperatur på 816°C. Hver stang blev auste-Then, twenty bars from the same charge were annealed using the method of the invention with an austenitization temperature of 816 ° C. Each rod was replaced

DK 154229 BDK 154229 B

27 nitiseret i 34 sekunder, og den totale blødglødningstid var ca. 1 time. Tabel 9 viser de mekaniske egenskaber af stålet i den netop modtagne tilstand, ovnblødglødét stål og stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge 5 opfindelsen.27 nitrated for 34 seconds and the total softening time was approx. 1 hour. Table 9 shows the mechanical properties of the steel in the newly received state, furnace softened steel and steel that is softened using the method of the invention.

De to blødglødede charger blev derpå koldtrukket og rettet ud for at reproducere en type af en typisk kommerciel behandling. Egenskaberne i forbindelse med koldtrækningen og retningen er også angivet i tabel 9. I forbindelse med. den-10 ne særlige kvalitet var det stål, der blev behandlet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, lidt hårdere end det ovnblødglødede stål, men det var stadig mere duktilt. Denne overlegne duktilitet træder tydeligt frem både før og efter koldtrækning.The two soft-glowed charges were then cold drawn and straightened to reproduce a type of typical commercial treatment. The properties associated with the cold drawing and the direction are also listed in Table 9. In connection with. of this particular quality, the steel treated using the method of the invention was slightly tougher than the furnace soaked steel, but it was still more ductile. This superior ductility clearly emerges both before and after cold drawing.

15 TABEL 9TABLE 9

MEKANISKE_EGENSKABER_AF_6150_-_CHARGE_GMEKANISKE_EGENSKABER_AF_6150 _-_ CHARGE_G

Prøvestykke_Hårdhed Brudstyrke Flydestyrke EL PASpecimen_Hardness Fracture Strength Flow strength EL PA

(Bhn) (Kg/cm) (Kg/cnT) (!) (%) 6150 son modtaget 299 10617 7847 12,0 37,8 20 Ovnblødglødét stål 195 7087 3726 20,7 44,1(Bhn) (Kg / cm) (Kg / cnT) (!) (%) 6150 son received 299 10617 7847 12.0 37.8 20 Furnace annealed steel 195 7087 3726 20.7 44.1

Blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde 225 7720 5709 25,5 66,4The glow of the present process 225 7720 5709 25.5 66.4

Ovnblødglødét, koldtrukket, strakt 240 8465 6047 9,6 31,3 25 Blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde, koldtrukket, rettet 263 9204 7298 13,0 48,3Oven soft glow, cold drawn, stretched 240 8465 6047 9.6 31.3 25 The soft glow of the present method, cold drawn, fixed 263 9204 7298 13.0 48.3

Mikrostrukturerne af det netop modtagne stål, det ovnblødglødede stål og det stål, der er blødglødet under anvendelse af 30 fremgangsmåden ifølge opfindelsen, er vist på henholdsvis fig. 14A, 14B og 14C. Det stål, der er blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde, har en finere carbidstruktur end ovnblød-glødet stål. Charpy slagsejhedsprøvning blev også gennemført på de to blødglødede prøver, og resultaterne er vist på fig.The microstructures of the newly received steel, the furnace softened steel and the steel which are softened using the method of the invention are shown in FIGS. 14A, 14B and 14C. The steel softened by the present process has a finer carbide structure than furnace soaked steel. Charpy impact toughness tests were also performed on the two soft-glowed samples, and the results are shown in Figs.

35 15.35 15.

DK 154229 BDK 154229 B

2828

De viste kurver er for 6150 efter koldtrækning. Også i dette tilfælde havde det stål, der er blødglødet under anvendelse af den foreliggende fremgangsmåde, en finere mikrostruktur, forbedret duktilitet og forbedret sejhed, i sam-5 menligning med det ovnblødglødede stål.The curves shown are for 6150 after cold drawing. Also in this case, the steel which has been annealed using the present process had a finer microstructure, improved ductility and improved toughness, as compared to the furnace soaked steel.

EKSEMPEL 7EXAMPLE 7

Adskillige stænger af 1144 fra charge H blev ovnblødglødet under anvendelse af en cyklus på fire timer. Austenitise-ringstemperaturen var 843°C for ovnbehandlingen.Several bars of 1144 from charge H were oven-glowed using a four-hour cycle. The austenitization temperature was 843 ° C for the furnace treatment.

10 Derpå blev fem stænger fra den samme charge blødglødet under anvendelse af den foreliggende fremgangsmåde. Austeni-tiseringstemperaturen var 788°C, og blødglødningstiden for de fem stænger var 20 minutter. Hver stang blev austeniti-seret i 30 sekunder.Then five bars from the same charge were annealed using the present method. The austenization temperature was 788 ° C and the softening time of the five bars was 20 minutes. Each rod was austenitized for 30 seconds.

15 Tabel 10 viser de mekaniske egenskaber af stålet, som det blev modtaget, det ovnblødglødede stål og det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen. I dette tilfælde var hårdheden af det stål, der var blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen, meget nær 20 hårdheden af det ovnblødglødede stål. Ligesom det var tilfældet ved de foregående eksempler, har det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, overlegen duktilitet. Pig. 16A, 16B og 16C viser mikrostrukturen af dette stål i tre tilstande: i den netop 25 modtagne tilstand, ovnblødglødet og blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen.Table 10 shows the mechanical properties of the steel as received, the furnace annealed steel and the steel which was annealed using the method of the invention. In this case, the hardness of the steel softened by the process of the invention was very close to the hardness of the furnace soaked steel. As was the case in the preceding examples, the steel which has been annealed using the process of the invention has superior ductility. Pig. 16A, 16B and 16C show the microstructure of this steel in three states: in the state just received, the furnace glow and the glow in the process according to the invention.

2929

DK 154229BDK 154229B

TABEL 10TABLE 10

MEKANISKE EGENSKABER AF 1144 - CHARGE HMECHANICAL PROPERTIES OF 1144 - CHARGE H

(S) (Kg/crtr) (KgTcni) (%) (%T(S) (Kg / crtr) (KgTcni) (%) (% T

5 Varmtvalset stål 1144 son modtaget 190 6961 4282 19,5 41,45 Hot rolled steel 1144 son received 190 6961 4282 19.5 41.4

Ovnblødglødet 162 6293 3607 23,1 41,1Oven soaking glow 162 6293 3607 23.1 41.1

Blødglødet ved den foreliggende fremgangsmåde 165 6265 4036 25,0 48,5 10 EKSEMPEL 8The softener of the present process 165 EXAMPLE 8

Adskillige stænger af 86L20 fra charge I blev ovnblødglødet under anvendelse af en cyklus på fire timer. Austenitise-ringstemperaturen for ovnhærdningen var 885°C.Several bars of 86L20 from charge I were oven-glowed using a four-hour cycle. The Austenitization temperature of the furnace cure was 885 ° C.

Derpå blev 15 stænger fra den samme charge blødglødet under 15 anvendelse af processen ifølge opfindelsen. Den anvendte austenitiseringstemperatur var 871°C, og hver stang blev austenitiseret i 31 sekunder. Den totale blødglødningscy-klus var 47 minutter.Then, 15 rods from the same charge were annealed using the process of the invention. The austenitization temperature used was 871 ° C and each bar was austenitized for 31 seconds. The total bleeding cycle was 47 minutes.

Tabel 11 viser de mekaniske egenskaber af stålet i den netop 20 modtagne tilstand, det ovnblødglødede stål og det stål, der er blødglødet ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen. For denne stålkvalitet er forbedringen hvad angår duktilitet for det stål, der er blødglødet ved hjælp af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, relativt lille. Desuden var hårdheden 25 af det stål, der var blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, ret høj. Grunden til disse forskelle fremgår klart af mikrofotografierne af strukturerne af denne charge af stål (fig. 17A, 17B og 17C). Kornstørrelsen af det stål, der var blødglødet under anvendelse af frem-30 gangsmåden ifølge opfindelsen, er meget finere end kornstørrelsen af det ovnblødglødede stål. I et stål som 86L20 med lavt carbonindhold er den fine kornstørrelse, der er et resultat af den nye blødglødningsproces, den domineren-Table 11 shows the mechanical properties of the steel in the state just received, the furnace soaked steel and the steel softened by the process of the invention. For this steel grade, the improvement in ductility of the steel softened by the method of the invention is relatively small. In addition, the hardness of the steel which was annealed using the method of the invention was quite high. The reason for these differences is clear from the photomicrographs of the structures of this charge of steel (Figs. 17A, 17B and 17C). The grain size of the steel which was annealed using the method of the invention is much finer than the grain size of the furnace soaked steel. In a low carbon 86L20 steel, the fine grain size resulting from the new soft annealing process is the dominant

DK 154229 BDK 154229 B

30 de faktor. Der er ikke tilstrækkeligt carbon i stålet til, at carbiderne kan spille en dominerende rolle, og kornstørrelseseffekten gør det stål, der er blødglødet under anvendelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, noget hårde-5 re end det ovnblødglødede produkt. Som følge deraf opnåede man kun marginale forbedringer hvad angår duktilitet med den foreliggende fremgangsmåde.30 factor. There is not enough carbon in the steel for the carbides to play a dominant role, and the grain size effect makes the steel softened using the process of the invention somewhat harder than the furnace soaked product. As a result, only marginal improvements in ductility were obtained with the present method.

TABEL 11TABLE 11

MEKANISKE EGENSKABER AF 86L20 - CHARGE IMECHANICAL PROPERTIES OF 86L20 - CHARGE I

10 Prøvestykke_Hårdhed Brudstyrke Flydestyrke EL RA10 Specimen_Hardness Fracture Flow strength EL RA

(Ehn) (Kg/cm ) (Kg/cm ) (%) (%) 86L20 san modtaget 172 5850 3748 25,2 62,4(Ehn) (Kg / cm) (Kg / cm) (%) (%) 86L20 san received 172 5850 3748 25.2 62.4

Ovnblødglødet 141 5266 3480 29,7 62,1Oven soaking glow 141 5266 3480 29.7 62.1

Blødglødet ved den fore- 15 liggende fremgangsmåde 160 5758 4226 30,0 65,2The glow of the present process 160 5758 4226 30.0 65.2

De foregående eksempler viser, at den foreliggende blødglød-ningsproces kan anvendes i forbindelse med mange forskellige carbon- og legeringsstål. Hver kvalitet, som blev underkastet en prøve, responderede på den foreliggende blødglød-20 ningsproces på omtrent den samme måde. For hver legering frembragtes en finere carbid-morfologi, der meddelte stålet en forbedret duktilitet, bearbejdningsevne og sejhed. Det er vigtigt at bemærke, at disse forbedrede egenskaber opnåedes uden noget styrketab eller tab af maskinbearbejd-25 ningsevne. Denne kombination af forbedret duktilitet, bearbejdningsevne og sejhed uden noget tab af maskinbear-bejdningsevne er et uventet fænomen. Når duktilitet og sejhed forøges ved et givet hårdhedsniveau, bliver maskin-bearbejdeligheden sædvanligvis forringet. Den nye blødglød-30 ningsproces skaber dog en struktur, der ikke følger den generelle tendens.The foregoing examples show that the present softening process can be used in connection with many different carbon and alloy steels. Each grade subjected to a sample responded to the present softening process in much the same way. For each alloy, a finer carbide morphology was produced, giving the steel an improved ductility, machinability and toughness. It is important to note that these improved properties were achieved without any loss of strength or loss of machinability. This combination of improved ductility, machinability and toughness without any loss of machinability is an unexpected phenomenon. When ductility and toughness are increased at a given hardness level, machinability is usually impaired. However, the new softening process creates a structure that does not follow the general trend.

Det vil være klart på basis af det foregående, at den foreliggende opfindelse tilvejebringer en betydelig forbed- 31It will be clear from the foregoing that the present invention provides a significant improvement 31

DK 154229BDK 154229B

ring af blødglødningen af undereutektoidt stål. Den frembringer en forbederet' energieffektivitet ved brugen af direkte elektrisk modstandsopvarmning og eliminerer samtidigt nødvendigheden af lange kontrollerede kølecykler af den art, 5 der har været krævet ved ovnblødglødningen af stålarter.ring of the undereutectoid steel soft annealing. It produces an enhanced energy efficiency through the use of direct electrical resistance heating and at the same time eliminates the need for long controlled cooling cycles of the kind required by the furnace soaking of steel types.

Hertil kommer, at fremgangsmåden ifølge opfindelsen elimi» nerer nødvendigheden af beskyttende eller ikke-oxiderende atmosfærer af den art, der kræves i forbindelse med de ovn-blødglødningsprocesser, der hidtil har været anvendt i for-10 bindelse med kendt teknik.In addition, the process of the invention eliminates the necessity of protective or non-oxidizing atmospheres of the kind required in connection with the furnace softening processes used heretofore in the prior art.

Claims

A method of softening a lower-erectile steel for annealing, ductility, ductility and toughness, thereby providing (a) a blank of undereutectoid steel, (b) rapidly heating this blank to a temperature above the upper transformation temperature of the steel; holding the blank at this temperature for a time sufficient to produce transformation of ferrite to austenite and 10 (c) cooling the blank, characterized in that the temperature in step (b) is maintained for a period sufficient to dissolve substantially the entire amount of carbides, but insufficient for a complete dissolution thereof, leaving a small amount of undissolved particulate carbides in the steel sufficient for the carbides to serve as the nuclei for the precipitation of the upper transformation products. upon cooling.

Process according to Claim 1, characterized in that the process is controlled such that an interruption of the cooling is produced during precipitation of the upper transformation products at a temperature above 593 ° C.

Process according to claim 1, characterized in that the lower tectonic steel contains up to 0.7% by weight of carbon.

Process according to claim 1, characterized in that the steel contains between 0.1 and 0.7% by weight of carbon. DK 154229 B

Process according to claim 1, characterized in that the steel contains less than 5% by weight of an alloying element.

Process according to claim 5, characterized in that the alloy element is selected from chromium, molybdenum, nickel, manganese and combinations thereof.

Process according to claim 1, characterized in that the steel is heated to above the upper transformation temperature for less than 10 minutes.

Method according to claim 1, characterized in that the steel is heated by direct electrical resistance heating.

Method according to claim 1, characterized in that the steel is in the form of a blank having a repeating cross-section.

Process according to claim 1, characterized in that the heating of the steel takes place in the absence of an inert atmosphere.

Process according to Claim 1, characterized in that the soaked steel contains perlite, ferrite and spheroidal carbides.