NO155202B - Fremgangsmaate ved varmebehandling av staal. - Google Patents

Description

Oppfinnelsen angår varmebehandling av stål, nærmere bestemt en fremgangsmåte ved austenittisering, brå-kjøling og anløpning av stål for å forbedre styrke og seighet.

Austenittisering, bråkjøling og anløpning er en velkjent varmebehandlingsprosess for stål. En slik behandling anvendes primært for å styrke stål og gjøre dette sei-gere slik at det kan anvendes for deler som er utsatt for kraftig påkjenning under bruk. Austenittiseringstrinnet utføres i alminnelighet ved å oppvarme stålet i en ovn som holdes ved en temperatur over A^-temperaturen. Stålet holdes i ovnen i tilstrekkelig tid til å sikre at hele ovnschargen blir fullstendig austenittisert.

Etter at stålet er blitt fullstendig austenittisert, bråkjøles det i vann, olje, smeltet salt eller et annet egnet medium slik at en dominerende martensittisk struktur fåes i stålet. Under bråkjølingstrinnet oppstår ofte sprekker i stålet på grunn av omvandlings- og varme-påkjenninger som forårsakes av bråkjølingen. Dette fenomen betegnes som "herdesprekking". Herdesprekking er således en uønsket virkning ved vanlig varmebehandling fordi den er av uforutsibar type og kostbar. For å redusere herdesprekkingen er det ofte nødvendig å anvende et mildere bråkjø-lingsmedium, som olje, isteden for vann. Bruken av et mildere bråkjølingsmedium innebærer at det fulle herdepotensial for en gitt legering ikke vil kunne utnyttes. Til tross for denne forholdsregel finner herdesprekking frem-deles ofte sted.

Et annet uønsket fenomen som er forbundet med bråkjølingstrinnet ved vanlig varmebehandling, er deformasjon av arbeidsstykket. Varme- og omvandlingsspenninger som oppstår på grunn av bråkjølingen, bevirker at arbeidsstykket blir deformert eller forandrer sin form. Dette problem er spesielt alvorlig for lange stenger, staver eller rør hvor denne deformasjon ofte gir seg utslag i bøyer eller buer i arbeidsstykket. Bøyde arbeidsstykker er vanskelige å håndtere i påfølgende behandlingstrinn, og til slutt må arbeidsstykket rettes. Den vanlige metode for å redusere virkningene av bråkjølingsdeformasjon til et minimum er å anvende et mildere bråkjølingsmedium.

Etter at stålet er blitt bråkjølt er det i alminnelighet for hardt og sprøtt til at det vil finne kommer-siell anvendelse. Det må derfor anløpes for å gi et produkt med den ønskede kombinasjon av mekaniske egenskaper. Anløpningen utføres vanligvis i store ovner som holdes ved temperaturer under A^-temperaturen. Arbeidsstykkene fylles i en ovn og holdes i denne inntil hele ovnschargen har nådd den ønskede temperatur. De blir deretter fjernet og får avkjøle. Den nøyaktige valgte anløpningstemperatur er avhengig av de ønskede mekaniske egenskaper for det ferdige arbeidsstykke. Stål får i alminnelighet redusert styrke med økende anløpningstemperatur, mens stålets duktilitet og seighet blir forbedret med økende anløpningstemperatur.

Når stålet er blitt austenittisert, bråkjølt og anløpt ved ■ anvendelse av vanlige metoder, må det behandles videre for å fjerne de uønskede virkninger som oppstår på grunn av varmebehandlingen, deriblant at det oxyd som er blitt dannet på stålets overflate må fjernes, at ståloverflaten måavkulles og at herdedeformasjon fjernes. Under austenittiseringstrinnet ved varmebehandlingen er stålet utsatt for høye temperaturer i lang tid. Dette bevirker ofte at.carbon vil reagere med ovnsatmosfæren og fører til utarming av carbon i stålets overflate. Denne carbon-utarmende sone betegnes som det "avkullede lag" og må ofte fjernes fra stålets overflate før arbeidsstykket kan bearbeides til en anvendbar del. Som regel anvendes sliping eller dreiing for å fjerne det avkullede overflate,og disse prosesser er ganske kostbare.

tiEt annet problem som er forbundet med vanlig varmebehandling, er at oxyd dannes på stålets overflate. Når stålets overflate er blitt avkullet, dannes et oxydskall på stålet. Dette oxydskall er i alminnelighet ganske hardt og slipende og må fjernes fra stålet før eventuelle videre behandlingstrinn benyttes. Oxydskall kan fjernes på mekanisk eller kjemisk måte, men i begge tilfeller oppstår ytterligere omkostninger. En beskyttende atmosfære kan

anvendes for å unngå problemet med glødeskalldannelse, men beskyttende atmosfærer er meget kostbare å anvende.

Endelig må en eventuell herdedeformasjon som har inntruffet under varmebehandlingen, oppheves før arbeidsstykket kan bearbeides til en anvendbar del. For lange arbeidsstykker, som stenger, staver eller rør etc, er den normale korrigerende forholdsregel mekanisk retting. Små deler må slipes eller maskinbehandles til den ønskede ferdige størrelse for å kompensere for bråkjølingsdeformasjon. I begge tilfeller er omkostningene forbundet med å korrige-re bråkjølingsdeformasjonen forholdsvis høye.

Som nevnt er ifølge teknikkens stand varmebehand-lingsprosesser blitt utført under anvendelse av store ovner. Nettopp størrelsen av disse ovner under hensyntagen til gulvplass og de nødvendige kapitalinvesteringer representerer en vesentlig ulempe ved anvendelse av slike store ovner. Det er velkjent for fagmannen at flere ytterligere ulemper er forbundet med anvendelse av vanlige varmebehandlingsovner. For det første er ovnsoppvarmingsutbyttet i alminnelighet ganske lavt med det resultat at økende brennstoffomkost-ninger gjør det ønskelig å tilveiebringe en mer effektiv måte å oppvarme stålet på. Dessuten finner oppvarming i ovnen sted ved stråling, ledning og konveksjon, og dette nødvendiggjør lange sykluser for å sikre at hele stålchargen i ovnen er blitt utsatt for jevn behandling i løpet av en gitt oppvarmingssyklus. Slike lange sykluser er uheldige som sådanne da de anvendte forhøyede temperaturer krever bruk av en kjent ikke-oxyderende atmosfære (dvs. en beskyttende atmosfære eller vakuum) som det krever ytterligere energi å frembringe. Alternativet er å la arbeidsstykkene oxydere under behandlingen for deretter å rense arbeidsstykkene etter varmebehandlingen.

En ytterligere ulempe ved oppvarming i ovn er forbundet med reguleringen av chargens temperatur i ovnen. En direkte overvåkning av temperaturen for chargen i ovnen er vanskelig, og som regel anvendes termoelementer for å overvåke temperaturen i ovnen snarere enn for å overvåke temperaturen for selve chargen. Dessuten er det typisk at temperaturen på utsiden av ovnschargen er forskjellig fra temperaturen i midten av chargen. Lange "impregnerings"-tider anvendes derfor for å gjøre denne forskjell så liten som mulig. Resultatet av denne manglende kontroll med temperaturen for ovnschargen under oppvarmingen i ovnen er at chargen ikke blir jevnt oppvarmet hverken under varmebehandlingens austenittiseringstrinn eller anløpningstrinn. Denne manglende kontroll bidrar til at produktet får dårlig jevnhet.

Det er blitt foreslått, som beskrevet i US patent-skrifter 3 908 431, 4 040 872 og 4 088 511, å behandle stål under anvendelse av forskjellige varmesykluser ved bruk av direkte elektriske motstandsoppvarmingsmetoder. Disse metoder byr på den fordel at de gir en meget hurtig oppvarming av arbeidsstykker av stål med høye utbytter, omfattende jevn oppvarming over arbeidsstykkets samlede tverrsnitt. En ytterligere fordel er at hvert arbeidsstykkes temperatur lett kan overvåkes slik at et meget jevnt produkt kan fremstilles.

Direkte elektrisk motstandsoppvarming er blitt anvendt for en tilnærmet lignende varmebehandlingsprosess som beskrevet i US patentskrift 4 040 872. Ved denne prosess blir et carbonstål hurtig oppvarmet ved hjelp av direkte elektrisk motstandsoppvarming til en temperatur over A^-temperaturen og bråkjølt for dannelse av en mikrostruktur med særpregede egenskaper. Denne mikrostruktur består av en blanding av nåleformet pro-eutectoidferritt og et findelt aggregat av ferritt og jerncarbid. Ved denne prosess unngås bråkjøling av stålet under dannelse a'"' en fullstendig martensittisk struktur i dette.

Det tas derfor ved oppfinnelsen sikte på å tilveiebringe en forbedret fremgangsmåte for austenittisering, bråkjøling og anløpning av stål.

Det er et mer spesielt formål ved den foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en forbedret fremgangsmåte, av den type som er angitt i krav l's ingress, for varmebehandling av stål og som i det vesentlige fjerner problemet med herdesprekking, nedsetter problemet med brå-kjølingsdeformasjon (herdedeformasjon) til et minimum, hindrer en vesentlig avkulling av stålet under varmebehandlingen og nedsetter den dannede mengde av oxydskall på ståloverflaten til et minimum, samtidig som den foreliggende fremgangsmåte gjør det mulig å utnytte stålets fulle herdepotensial. Det fremstilte stål har høy jevnhetsgrad og dessuten forbedret duktilitet, seighet og utmattingsfasthet.

Den foreliggende fremgangsmåte er særpreget ved de i krav l's karakteriserende del angitte trekk.

Av tegningene viser

fig. 1 skjematisk det utstyr som ble anvendt for varmebehandling av lange arbeidsstykker ved den foreliggende fremgangsmåte,

fig. 2 skjematisk det utstyr som ble anvendt for

å behandle små arbeidsstykker, spesielt for å sammenligne varmebehandling ved den foreliggende oppfinnelse og med den vanlige metode,

fig. 3A et fotografi som viser ovnsbehandlede arbeidsstykker av 4150 stål i bråkjølt tilstand,

fig. 3B et fotografi som viser arbeidsstykker av 4150 stål i bråkjølt tilstand og som er blitt behandlet ved den foreliggende fremgangsmåte,

fig. 4A et fotografi av overflaten av ett av arbeidsstykkene vist på fig. 3A, med en forstørrelse på 4X,

fig. 4B et fotografi av overflaten av ett av arbeidsstykkene vist på fig. 3B, med en forstørrelse på 4X,

fig. 5A et fotografi som viser ovnsbehandlede arbeidsstykker av 6150 stål i bråkjølt tilstand,

fig. 5B et fotografi som viser arbeidsstykker av 6150 stål i bråkjølt tilstand og som er blitt behandlet ved den foreliggende fremgangsmåte,

fig. 6A et fotografi av overflaten av ett av arbeidsstykkene vist på fig. 5A, med en forstørrelse på 4X,

fig. 6B et fotografi av overflaten av ett av arbeidsstykkene vist på fig. 5B, med en forstørrelse på 4X,

fig. 7 en kurve over strekkfasthet og forlengelse avsatt mot anløpningstemperatur på basis av data fra ti stålcharger. Denne kurve viser det typiske charge-til-charge avvik i mekaniske egenskaper som skyldes behandlingen med den foreliggende fremgangsmåte,

fig. 8 en kurve over strekkfasthet avsatt mot anløpningstemperatur for en rekke stål med middels carboninnhold som er blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte. Den foreliggende oppfinnelses mangesidige anvend-barhet fremgår av denne kurve.

Fig. 9 en kurve over strekkfastheten avsatt mot anløpningstemperaturen for ytterligere stål med middels carboninnhold som er blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte,

fig. 10A et fotografi av flere lange arbeidsstykker i bråkjølt tilstand og som viser kraftig bråkjølings-deformasjon,

fig. 10B et fotografi av de samme lange arbeidsstykker som er vist på fig. 10A, men disse arbeidsstykker er nå blitt anløpt ved anveridelse av den foreliggende fremgangsmåte.. Unngåelsen av bråkjølingsdeformasjonen fremgår av dette fotografi.

Fig. 11 en kurve over forlengelse avsatt mot strekkfasthet og som viser den overlegne duktilitet for stål som er blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte ,

fig. 12A et mikrofotografi som viser overflate-avkulling av et prøvestykke som er blitt behandlet i ovnen,

fig. 12B et mikrofotografi som viser manglende avkulling av et prøvestykke som er blitt behandlet ved anvendelse av den foreliggende fremgangsmåte, og

fig. 13 en kurve over Vickers hardhet avsatt mot dybden under overflaten for to varmebehandlede prøvestykker.

Den foreliggende oppfinnelse er basert på den erkjennelse at en lang rekke av de problemer som er forbundet med den vanlige varmebehandling som består i austenittisering, bråkjøling og anløpning, kan unngås eller reduseres vesentlig ved anvendelse av hurtig oppvarming. Det har vist seg at herdesprekking kan unngås praktisk talt fullstendig dersom hurtig austenittisering anvendes. Dessuten har hurtig austenittisering ved anvendelse av direkte elektrisk motstandsoppvarming vist seg sterkt å redusere bråkjølingsdeformasjon. Hurtig austenittisering reduserer også mengden av oxyd som dannes på stålets overflate under varmebehandlingen, og nedsetter avkullingen av stålet til et minimum. Det har endelig vist seg at enhver bråkjølings-deformasjon som forekommer, kan unngås praktisk talt fullstendig ved påføring av de egnede spenninger under anløp-ningstrinnet av varmebehandlingen.

Ifølge oppfinnelsen utsettes et stålarbeidsstykke med gjentatt tverrsnitt for hurtig oppvarming til en temperatur over stålets A■, j -temperatur for å omvandle stålet til austenitt. Deretter blir stålarbeidsstykket hurtig bråkjølt i et flytende avkjølingsmedium for å omvandle den således, dannede austenitt til en hovedsakelig martensittisk mikrostruktur. Arbeidsstykket står under høy spenning i denne tilstand. I det siste trinn blir stålet anløpt ved at arbeidsstykket utsettes for strekk samtidig som det hurtig, oppvarmes til en temperatur under stålets A^-temperatur, hvorved stålet oppnår en anløpt martensittisk mikrostruktur.

Selv om det ikke er ment å begrense den foreliggende oppfinnelse til noen spesiell teori, antas det at den ifølge oppfinnelsen anvendte hurtige austenittiseringssyklus praktisk talt opphever problemet med herdesprekking fordi det ikke er tilstrekkelig tid i løpet av den kortvarige austenittiseringssyklus til at sprøhetsbefordrende elementer vil diffundere til austenittgrensene og forårsake korngrensesprøhet. Det er velkjent at herdesprekking er et korngrensefenomen. Når vanlige ovnsaustenittiseringsbehand-linger anvendes, blir ovnschargen utsatt for temperaturer over A-^-temperaturen i lang tid for å sikre at hele ovnschargen vil nå den korrekte temperatur før bråkjølingen.

Det er derfor tilstrekkelig tid for de forskjellige elementer til å diffundere til austenittkorngrensene og der holde seg segregert. Kjente sprøhetsbefordrende elementer, som svovel, fosfor, tinn eller antimon, har vist seg å segregere ved austenittkorngrenser under vanlige austenittiserings-behandlinger i ovn. Dessuten segrererer også andre elementer, som krom, nikkel eller mangan, ved austenittkorngrensene, og disse elementer kan også påvirke herdesprekkingen.

Direkte elektrisk motstandsoppvarming gjør det mulig å oppvarme stålet meget hurtig, og tiden over A-^-temperaturen er utilstrekkelig til at en vesentlig mengde av korngrensesegrering vil finne sted. Korngrensene holder seg derfor sterke, og sprekkedannelse under bråkjølingen blir praktisk talt fullstendig unngått.

Det antas også at direkte elektrisk motstandsoppvarming gjør det mulig å redusere graden av den deformasjon i arbeidsstykkene som finner sted som et resultat av vanlig varmebehandling. Når stål oppvarmes i en ovn, blir oppvarmingen ujevn på grunn av at varmen må trenge inn i ovnschargen fra ovnsomgivelsen. På grunn av denne ujevne oppvarming utvikles varmesperininger i arbeidsstykkene, og disse kan forårsake deformasjon. Dessuten kan ovnschargen sige under sin egenvekt og føre til deformasjon av arbeidsstykkene., Massen av ovnschargen kan også hindre enkelte arbeidsstykker fra fritt å ekspandere etter hvert som de oppvarmes, og dette kan forårsake ytterligere deformasjon. Som et resultat av disse fenomener er arbeidsstykkene deformert når de fjernes fra ovnen, og under bråkjølingen blir denne'deformasjon forsterket.

Når direkte elektrisk motstandsoppvarming anvendes istedenfor ovnsoppvarming, kan deformasjonen av arbeidsstykket nedsettes til et minimum. I løpet av direkte elektrisk motstandsoppvarming kan arbeidsstykket holdes under strekk for}å tillate fri ekspansjon og være godt understøt-tet langs dets lengde for å hindre siging. Da bare ett arbeidsstykke oppvarmes av gangen, vil vekten av andre arbeidsstykker ikke bidra til deformasjon. Dessuten er direkte elektrisk motstandsoppvarming jevn både ove\" arbeidsstykkets tverrsnitt og langs dets lengde. Varme-spenninger er derfor små, og deformasjonen på grunn av varmespenning unngås. Da det austenittiserte arbeidsstykke overføres til bråkjølingsmediumet med minimal deformasjon, vil nedsatt deformasjon finne sted under bråkjølingen. Direkte elektrisk motstandsoppvarming gjør det derfor mulig å redusere den deformasjon til et minimum som finner sted under austenittiseringen og bråkjølingen av stålarbeidsstykker.

En ytterligere fordel ved anvendelse av direkte elektrisk motstandsoppvarming er at eventuell deformasjon som likevel finner sted under varmebehandlingens austenitti-serings- og bråkjølingstrinn, kan reduseres betydelig under anløpningstrinnet. Det har vist seg at deformasjonsgraden i lange arbeidsstykker i virkeligheten kan reduseres under anløpningen dersom arbeidsstykket holdes under strekk i løpet av hele oppvarmingsprosessen. Den strekkspenning som er nødvendig for å bevirke retting, ligger langt under stålets flytespenning. Denne fremgangsmåte med retting under anløpningssyklusen ble betegnet som "anløpningsret-ting", og det antas at denne forårsakes av den preferensielle redistribusjon av restspenninger i stålet under de tidlige trinn av anløpningen.

Foruten at en rekke av de problemer som er forbundet med vanlig varmebehandling unngås, tilveiebringes ved den foreliggende oppfinnelse også varmebehandlet stål med forbedret kvalitet. Forsøk har vist at produktene fremstilt ifølge oppfinnelsen har forbedret jevnhet sammenlignet med produktene fremstilt ved vanlige metoder. Forbedret duktilitet, seighet og utmattingsfasthet er også blitt fastslått.

Representative stålkvaliteter som kan behandles med den foreliggende fremgangsmåte, er gjengitt i den nedenstående tabell:

Ifølge den foretrukne praktisering av den foreliggende oppfinnelse foreligger stålet i form av et arbeidsstykke som kan oppvarmes adskilt slik at oppvarmingsprosessen kan reguleres nøyaktig. For dette formål foretrekkes det ofte å anvende arbeidsstykker i en form som har et gjentatt tverrsnitt, som stenger, staver eller rør etc.

Ifølge den foretrukne utførelsesform blir de enkelte arbeidsstykker hurtig oppvarmet ved direkte elektrisk motstandsoppvarming mens arbeidsstykkets temperatur blir overvåket ved hjelp av en egnet følerinnretning. Opp-varmingsprosessens hurtighet gjør at austenittiseringsom-vandlingen forløper meget hurtig samtidig som den tillater en økonomisk behandling av store mengder av arbeidsstykker. Den mest foretrukne metode for hurtig oppvarming ifølge oppfinnelsen er detaljert beskrevet i US patentskrift 3 908 431 og omfatter en metode hvor en elektrisk strøm ledes gjennom arbeidsstykket av stål. Arbeidsstykkets elektriske motstand overfor den elektriske strøm forårsa-ker en hurtig oppvarming av arbeidsstykket jevnt over hele dets tverrsnitt.

Det er av kritisk betydning for den foreliggende fremgangsmåte at oppvarmingen av arbeidsstykket for å omvandle stålet til austenitt utføres hurtig, dvs. at den tid som stålet holdes over A^-temperaturen skal være under 100 sekunder. Ifølge den foretrukne utf ørelsesf orm av oppfinnelsen utføres austenittiseringen av stålet ved direkte elektrisk motstandsoppvarming i løpet av en samlet oppvarmingstid av fra 5 til 100 sekunder, idet den tid som stålet befinner seg over A^-temperaturen, som regel er under 40 sekunder.

Ved utførelsen av den foreliggende oppfinnelse i praksis blir stålarbeidsstykket først anbragt i elektriske kontakter og fast klemt. Den elektriske strøm slås deretter på, og arbeidsstykket blir hurtig oppvarmet til austenittiseringstemperaturen. Temperaturen overvåkes ved anvendelse av et standard strålingspyrometer. Når den korrekte austenittiseringstemperatur er blitt nådd, slås strømmen av, og arbeidsstykket løsnes.

Når stålet blir hurtig oppvarmet, som beskrevet ovenfor, er det nødvendig å oppvarme stålet til høyere temperaturer enn de temperaturer som er nødvendige for ovnsbehandling. Således kan legeringen 4140 bli fullstendig austenittisert i en ovn som holdes ved en temperatur av 84 3° C, men den tid som er nødvendig for å sikre en fullstendig austenittisering, vil være flere timer. Det samme stål kan bli fullstendig austenittisert i løpet av under 1 minutt ved anvendelse av direkte elektrisk motstandsoppvarming, men stålet må oppvarmes til 927° C istedenfor til 84 3° C. Dette tids-temperaturforhold for austenittiseringen av stål er et direkte resultat av carbondiffusjonens avhengighet både av tid og temperatur. Dette er et fenomen som er velkjent for fagmannen.

Etter at arbeidsstykket er blitt fullstendig austenittisert ved en egnet austenittiseringstemperatur, blir det fjernet fra oppvarmingsstasjonen og øyeblikkelig fylt i en bråkjølingsinnretning. I denne blir arbeidsstykket hurtig avkjølt til en temperatur nær bråkjølingsbadets temperatur, og en hovedsakelig martensittisk struktur dannes i stålet. Det herdede arbeidsstykke blir deretter overført til et holdebord.

.Ifølge den foretrukne utførelse av den foreliggende oppfinnelse i praksis anvendes et kraftig bråkjølings-medium. Bråkjølingsmedia er vanligvis betegnet med en faktor som kalles for bråkjølingsstyrken eller "H-koeffisien-' os

ten". Brå-kjølings.styrken er en funksjon både av bråkjø-lingsmediumets sammensetning og omrøringsgraden. Således er H-koeffisienten for rolig olje ca. 0,25, mens kraftig omrørt olje har en H-koeffisient nær 1,0. Rolig vann har en H-koeffisient nær 1,0, og omrørt vann kan ha H-koeffi-sienter som er høyere enn 1,0 avhengig av omrøringsgraden. Ved den foretrukne utførelse av den foreliggende oppfinnelse i praksis anvendes en bråkjølingsprosess som gir H-koeffisienter over 1,2, mens jevn avkjøling av arbeidsstykket sikres. Anvendelse ble gjort av et vandig brå-kjølingsmedium som kan være vann eller vann som inneholder forskjellige vanlige bråkjølingstilsetningsmidler. En

viss omrøringsgrad er ønskelig for å sikre at delen blir jevnt bråkjølt.

Når hele chargen av arbeidsstykker er blitt austenittisert og bråkjølt, blir arbeidsstykkene overført på innløpsbordet for anløpning. I løpet av anløpningstrinnet blir arbeidsstykkene enkeltvis fylt i oppvarmingsstasjonen, holdt under strekk (på et strekknivå under stålets flytespenning) og oppvarmet til en egnet anløpningstemperatur. Kombinasjonen av oppvarming og strekk gjør at arbeidsstykket blir rettet. En skjematisk fremstilling av det utstyr som ble anvendt for behandlingen ifølge den foreliggende oppfinnelse, er vist på fig. 1.

Den tegning som er vist på fig. 1 er representativ for det laboratorieutstyr som i virkeligheten ble anvendt for å behandle flesteparten av de stålkvaliteter som er angitt i Tabell 1. Annet utstyr vil kunne anvendes for behandling av stål med fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen, og den spesielle utførelsesform av utstyret er vist bare som et eksempel. Dette utstyr ble laget for stenger, staver eller rør med en lengde av 2,4 - 4,3 m og en diameter av 1,27 - 8,89 cm.

Fig. 2 viser skjematisk et utstyr som ble spesielt anvendt for behandling av mindre stålarbeidsstykker ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen og på vanlig måte for sammenlignings skyld.

Som nevnt ovenfor er det meget liten tid for de forskjellige elementer til å diffundere til austenittkorngrensene når hurtig oppvarming anvendes for å austenittisere stål. Austenittkorngrensenes styrke holder seg derfor høy, og stålet motstår sprekkdannelse under bråkjølings-prosessen. Dette fenomen er én av de hovedsakelige fordeler ved foreliggende fremgangsmåte.

En annen fordel som fås ved å behandle stål ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen, er at det fås en nedsatt deformasjonsgrad under bråkjølingen når den foreliggende fremgangsmåte anvendes, sammenlignet med den defor-mas jonsgrad som kan iakttas ved vanlig behandling.

En ytterligere fordel ved den hurtige austenittiseringssyklus er at meget lite oxyd dannes på arbeidsstykkets overflate på grunn av at stålet befinner seg ved de høye temperaturer i en slik kort tid. Oxyddannelse kan unngås ved ovnsbehandlinger ved bruk av en beskyttende atmosfære, men tilveiebringelsen av beskyttende atmosfære er kostbar. Ved den foreliggende fremgangsmåte unngås at en vesentlig oxydmengde dannes på arbeidsstykkene av stål, og derved fås besparelser hva gjelder tap av stålvekt, omkostninger for rensing av stål eller omkostninger for en beskyttende atmosfære.

En annen fordel ved behandlingen ifølge den foreliggende oppfinnelse er at den avkulling som finner sted under varmebehandling, blir nedsatt. Når stål behandles ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen, er austenittise-ringssyklusen meget kortvarig, og det er meget liten tid for carbonet til å reagere med luft og forlate stålet.

Et avkullingslag blir derfor ikke dannet på stålet. Dette trekk ved den foreliggende fremgangsmåte gjør det mulig å behandle arbeidsstykket.som er blitt dreiet eller slipt for å fjerne avkul 1-i'ngs 1 ag ^uten frykt for avkulling av arbeidsstykkets r,ove£flate. Stalarbeidsstykkets overflate kan derfor dreies eller slipes i varmvalset eller glødet tilstand før varmebehandlingen. Ved vanlig behandling må stålet dreies eller slipes etter varmebehandlingen når stålet befinner seg i herdet tilstand.

En ytterligere fordel ved den foreliggende fremgangsmåte gjelder de anvendte legeringer for et gitt krav til et varmebehandlet produkt. Som nevnt ovenfor er herdesprekking og bråkjølingsdeformasjon som finner sted ved den vanlige behandling av stål, store problemer. For å redusere disse problemer til et minimum blir et mildere bråkjølingsmedium som regel anvendt. Anvendelsen av et mildere bråkjølingsmedium går på bekostning av at stålets fullstendige herdepotensial ikke kan bli utnyttet. Ved behandling av stålet ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen kan et kraftig bråkjølingsmedium anvendes og det fullstendige herdepotensial for en gitt legering utnyttes.

Et annet gunstig særtrekk ved den foreliggende oppfinnelse er forbundet med den nedsatte bråkjølings-deformasjon under prosessens anløpningstrinn. Dette trekk ved den foreliggende fremgangsmåte er blitt nevnt ovenfor, og det antas at dette anløpningsrettingsfenomen forårsakes av den preferensielle redistribusjon av restspenninger i arbeidsstykket. Forsøk har vist at den spenning som er nødvendig for å bevirke at anløpningsretting skal finne sted, ligger langt under stålets flytespenning. Fenomenet er derfor forskjellig fra strekkretting og andre mekaniske rettingsprosesser som krever utvikling av spenninger som er høyere enn stålets flytegrense.

Det er en viktig fordel ved den foreliggende oppfinnelse at den er meget energieffektiv. Til forskjell fra vanlige ovnsbehandlingsmetoder hvor store ovner må oppvarmes til forhøyede temperaturer, blir i det vesentlige bare det behandlede arbeidsstykke oppvarmet ved den foreliggende fremgangsmåte. Undersøkelser har i virkeligheten vist at den foreliggende fremgangsmåte gir et utbytte på 70 - 90 % sammenlignet med et maksimalt utbytte av bare ca. 35 % for en vanlig ovn med rekuperatorer.

Det er klart at den foreliggende oppfinnelse byr på flere viktige fordeler for produsenten av varmebehandlede stålarbeidsstykker. Problemet med herdesprekking blir praktisk talt eliminert ved den foreliggende fremgangsmåte. Bråkjølingsdeformasjonen blir redusert til et minimum og likeledes oxyddannelsen under behandlingen. Stålets fullstendige herdepotensial kan utnyttes ved anvendelse av den foreliggende fremgangsmåte fordi et kraftig bråkjø-lingsmiddel anvendes. Dessuten kan en eventuell deformasjon som likevel finner sted i stålet under austenittiseringen og bråkjølingen, reduseres vesentlig under anløp-ningstrinnet. Det er også blitt fastslått at stål fremstilt ved foreliggende fremgangsmåte har en overlegen jevnhet sammenlignet med stål behandlet med vanlige metoder. Forbedret duktilitet, seighet og utmattingsfasthet er også blitt fastslått.

Den foreliggende oppfinnelse er nærmere beskrevet ved hjelp av utførelsesformer i de nedenstående eksempler.

Eksempel 1

Dette eksempel er en omfattende sammenligning mellom vanlig ovnsbehandling og varmebehandling ved den foreliggende fremgangsmåte. Ifølge dette eksempel blir for å vise at erkjennelsene som ligger til grunn for den foreliggende oppfinnelse praktisk talt fører til unngåelse av herdesprekking, stenger utsatt for austenittisering, fulgt av bråkjøling, uten å ta med anløpningstrinnet da dette er i det vesentlige uten innvirkning på herdesprekkingen.

Den kjemiske analyse for den stålcharge som ble anvendt for dette sammenligningsforsøk, er gjengitt i Tabell 1 - Charge A. 4150 stål ble anvendt for denne sammenligning fordi stål med carboninnhold over 0,4 % er til-bøyelige til herdesprekking. Denne charge inneholder også Te som er et tilsetningsmiddel for å forbedre maskinerbar-heten. I alminnelighet befordrer maskinerbarhetstilsetningsmidler, som Te, Se, S eller Pb, muligheten for herdesprekking. Disse tilsetningsmidler danner inneslutninger 1 stålet, og inneslutningene virker som igangsettelses-punkter for herdesprekkene. Det utstyr som er vist på fig. 2 ble'anvendt for dette sammenligningsforsøk.

. Prøvestykker for dette sammenligningsforsøk ble laget fra varmvalsede stenger av 4150 stål som var blitt mekanisk renset for å fjerne det oxyd som ble dannet på stålet under varmvalsingen. Ti varmvalsede stenger ble vilkårlig valgt, og to korte prøvestykker ble skåret fra hver av disse stenger. Hvert prøvestykke hadde en lengde av 53,3 cm og en diameter av 2,606 cm. De tyve prøvestykker ble delt i to grupper av ti stykker. En gruppe ble tatt

ut for behandling i ovn(og den annen ble tatt ut for behandling ved den foreliggende fremgangsmåte.

Prøvestykkene som ble tatt ut for behandling i ovn, ble oppvarmet i laboratorieovnen til en temperatur av 843° C. I dette tilfelle var en behandling i ovnen på 4 timer nødvendig for å sikre at hele ovnschargen hadde nådd austenittiseringstemperaturen. Deretter ble hvertprøve-stykke enkeltvis bråkjølt i omrørt vann. Ingen tilsetningsmidler ble anvendt i bråkjølingsbadet, og badtemperaturen ble holdt på 27° C.

Deretter ble den annen gruppe med prøvestykker behandlet ved anvendelse av direkte elektrisk motstandsoppvarming. Hvert prøvestykke ble oppvarmet til 927° C og bråkjølt i den samme bråkjølingstank som ble anvendt for prøvestykkene som var blitt ovnsbehandlet. Det var nød-vendig med bare 16 sekunder for å oppvarme hvert prøve-stykke til den ønskede austenittiseringstemperatur. Det bør bemerkes at austenittiseringstemperaturen som ble anvendt for den elektriske behandling, var 84° C høyere enn austenittiseringstemperaturen som ble anvendt for ovnsbehandlingen. En høyere austenittiseringstemperatur var nød-vendig for den elektriske behandling for å sikre at stålet var blitt fullstendig austenittisert i løpet av denne korte oppvarmingssyklus. I alminnelighet er høyere austenitti-seringstemperaturer tilbøyelige til å befordre herdes<p>rek-king, og anvendelsen av en høyere austenittiseringstemperatur for dette sammenligningsforsøk påvirket i virkeligheten forsøket i favør av ovnsbehandlingen.

Etter at begge grupper med prøvestykker var blitt ferdigbråkjølt ble hvert prøvestykke undersøkt for herdesprekker og målt for å bestemme rettheten. Herdesprekker kunne lett identifiseres på de ovnsbehandlede prøvestykker, og en visuell undersøkelse viste ingen herdesprekker i de elektrisk behandlede prøvestykker. For å sikre at ingen herdesprekker forekom på de elektrisk behandlede prøvestyk-ker ble disse undersøkt mer nøyaktig ved anvendelse av farvestoffinntrengningsmetoder. Heller ikke nå kunne herdesprekker påvises.

Hvert prøvestykke ble også målt for å bestemme dets retthet. Dette ble gjort ved å anbringe prøvestykket på en flat overflate, hvoretter prøvestykket ble skjøvet mot en rett stålstang som var blitt anbragt på den flate overflate, og deretter ble den maksimale avstand mellom den rette stang og prøvestykket målt. Denne måling (i cm) ble dividert med prøvestykkets lengde (i m) for å gi en kvanti-tativ indikasjon på deformasjonsgraden i hvert prøvestykke. De to grupper med prøvestykker ble også fotografert, og fig. 3A og 3B viser at de elektrisk behandlede stenger var langt rettere enn de ovnsbehandlede stenger. I Tabell 2 er dataene for disse to grupper av varmebehandlede stenger gjengitt.

Det fremgår av dataene i Tabell 2 og av fotografiene på fig. 3A og 3B at stålet som var blitt austenittisert ifølge oppfinnelsen, hadde en mindre bråkjølingsdefor-masjon enn stålet som var blitt behandlet i ovnen. Deformasjonen i de ovnsbehandlede prøvestykker var i virkeligheten mer enn tre ganger større enn deformasjonen i de elektrisk behandlede stenger. Det ville kunne antas at den mindre deformasjon i de elektrisk behandlede prøvestykker skyldtes én eller annen forskjell i hardheten i bråkjølt tilstand for disse prøvestykker. Dette var imidlertid ikke tilfellet. Tabell 3 viser en oppsummering av hardhetsdata tatt for tverrsnittet av klumper som var blitt avskåret fra disse to grupper av prøvestykker i bråkjølt tilstand.. Disse data viser tydelig at det samme hardhetsnivå ble* ©pp-nådd for de to grupper med prøvestykker. Den lille forskjell som fremkommer, ligger innenfor nøyaktigheten av Rc-hardhetsprøvingen:

Det mest fremherskende særtrekk ved de data som er gjengitt i Tabell 2, er herdesprekkingsresultåtene .l> 50 % av de ovnsbehandlede prøvestykker sprakk under brå-kjølingen i vann, og denne hyppighet av herdesprekking er mer eller mindre normal. Som regel blir 4150 stål bråkjølt i olje for å unngå herdesprekking. Det var derfor rimelig å forvente at herdesprekking ville forekomme dersom vann var blitt anvendt istedenfor olje for denne stålkvalitet. Imidlertid sprakk ingen av de elektrisk oppvarmede prøve-stykker selv om de ble bråkjølt i nøyaktig det samme brå-kjølingsmedium og selv om den samme hardhet i bråkjølt tilstand ble oppnådd for stålet. Det antas at grunnen til denne forskjell i forekomsten av herdesprekking kan tilskrives den hurtige austenittiseringssyklus. Det var ganske enkelt ikke tilstrekkelig med tid for de skadelige elementer til å segregere ved austenittkorngrenser i løpet av den kortvarig anvendte austenittiseringssyklus. Korngrensene holdt seg for sterke, og prøvestykkene motsto herdesprekking. På den annen side var det nok av tid for segregering i austenittkorngrensene i de ovnsbehandlede prøvestykker, og 50 % av disse prøvestykker sprakk.

Fig. 4A og 4B viser en sammenligning mellom overflaten for ett av de ovnsbehandlede prøvestykker og overflaten for ett av de elektrisk behandlede prøvestykker. En herdesprekk er vist i det ovnsbehandlede prøvestykke. Herdesprekkene strakk seg i alminnelighet over hele lengden av prøvestykkene, og de fulgte en ujevn bane fra ende til ende..En seksjon som ble skåret gjennom ett av prøvestyk-kene, viste at herdesprekken strakte seg fra overflaten tilnærmet til midten av tverrsnittet. En undersøkelse av bruddet viste at det virkelig var intergranulært. Da ingen herdesprekker ble funnet i de elektrisk behandlede prøve-stykker, kunne ingen fotograferes eller undersøkes metallo-grafisk.

Fotografiene på fig. 4A og 4B viser et annet viktig trekk ved behandling av stål med hurtige austenittise-ringsbehandlinger. Fig. 4A viser at overflaten av det ovnsbehandlede stål har et tykt oxydlag. Derimot har prøvestyk-ket som ble elektrisk austenittisert, bare et tynt gløde-skallag. Målinger av tykkelsen av oxydet på de ovnsbehandlede stenger viste at dette lag hadde en tykkelse som varierte fra 0,0381 mm til 0,0889 mm. Et forsøk ble gjort på

å måle oxydlagets tykkelse på de elektrisk behandlede prøve-stykker, men laget var så tynt at målingene ikke kunne gjennomføres. Alt som kunne sis om de elektrisk behandlede prøvestykker, er at oxydlaget hadde en tykkelse av under 0,0025 mm. Dette manglende oxydlag på stålet som var blitt behandlet med foreliggende fremgangsmåte, er en annen selv-klar fordel ved denne fremgangsmåte.

Eksempel 2

I dette eksempel ble de forsøk og undersøkelser som ble utført i Eksempel 1, gjentatt, men en annen stålkvalitet ble anvendt.

De varmvalsede stenger av 6150 stål fra charge B ble vilkårlig valgt. Disse ti stenger ble mekanisk renset, og deretter ble tyve prøvestykker avskåret fra disse. Disse prøvestykker hadde en lengde av 53,3 cm og en diameter av 2,708 cm. Den kjemiske analyse for charge B er gjengitt i Tabell 1, og 6150 ble valgt for denne forsøksserie fordi det ble antatt at denne kvalitet ville være utsatt for herdesprekking når den ble bråkjølt i vann. Det utstyr som er vist på fig. 2 ble anvendt for å varmebehandle disse tyve prøvestykker.

Ti av prøvestykkene ble ovnsbehandlet ved anvendelse av en austenittiseringstemperatur på 843° C og en oppvarmingstid på 4 timer. Etter austenittiseringen ble prøvestykkene enkeltvis bråkjølt i omrørt vann, undersøkt for å fastslå herdesprekker og målt for.å fastslå rettheten.

Deretter ble de ti gjenværende prøvestykker austenittisert med den foreliggende fremgangsmåte. Den valgte austenittiseringstemperatur var 927° C, og den tid som var nødvendig for å oppvarme hvert prøvestykke var 18 sekunder. Prøvestykkene ble enkeltvis bråkjølt i det samme bad som ble anvendt for de ovnsbehandlede prøvestykker. Metodene som er beskrevet i Eksempel 1 ble igjen anvendt for å ana-lysere disse prøvestykker, og resultatene av disse forsøk er gjengitt i Tabell 4. Fotografier av prøvestykkene i brå-kjølt tilstand er vist på fig. 5A og 5B.

De data som er gjengitt i Tabell 4, og fotografiene på fig. 5A og 5B viser at hurtig austenittisering er til-bøyelig til å senke graden av bråkjølingsdeformasjonen. I dette tilfelle var deformasjonsgraden for de ovnsbehandlede prøvestykker seks ganger større enn for de elektrisk behandlede prøvestykker.

Hardhetsprøvninger ble utført på tverrsnittet av prøver som var blitt avskåret fra prøvestykker både fra ovnsbehandlet og elektrisk behandlet stål, og resultatene av disse hardhetsprøvninger er gjengitt i Tabell 5. Dataene i Tabell 5 antyder at de to grupper med prøvestykker ble bråkjølt til i det vesentlige det samme hardhetsnivå. De forskjeller som kan iakttas i graden av bråkjølingsdeforma-sjon, og forskjellene i hyppigheten av herdesprekking kan ikke tilskrives forskjeller i graden av martensittisk omvand-ling.

Det mest fremtredende trekk ved de data som er gjengitt i Tabell 4, gjelder sammenligningen for herdesprekking. 80 % av de ovnsbehandlede prøvestykker sprakk, mens intet av de elektrisk behandlede prøvestykker sprakk. Disse data viser klart at hurtig austenittisering fører til at problemet med herdesprekking unngås.

Fig. 6A og 6B viser overflaten for ett av de ovnsbehandlede prøvestykker og overflaten for ett av de elektrisk behandlede prøvestykker. En herdesprekk er tydelig vist på det ovnsbehandlede prøvestykke. Disse fotografier viser også det tykke oxydlag på det ovnsbehandlede prøve-stykke og forholdsvis tynne oxydlag på det elektrisk behandlede prøvestykke. Oxydlagets tykkelse på disse prøver ble antatt å være lignende tykkelsen for oxydlaget på de til-svarende prøvestykker ifølge Eksempel 1.

Resultatene av denne rekke med forsøk bekrefter de iakttagelser som ble gjort i Eksempel 1. Hurtig austenittisering utført i overensstemmelse med foreliggende oppfinnelse hindrer herdesprekking, nedsetter bråkjølingsde-formasjonen til et minimum og nedsetter dannelsen av oxyd på stålet til et minimum. Sammenligningsforsøk av denne type er også blitt utført med enkelte av de andre stålkvaliteter gjengitt i Tabell 1 og med carboninnhold over 0,4 %. I hvert tilfelle var resultatene lignende, og den nye fremgangsmåte hindret herdesprekkingen fra å finne sted.

Eksempel 3

Dette eksempel gir ytterligere bevis på fraværet av herdesprekking ved anvendelse av den foreliggende fremgangsmåte og beskriver området av handelsprodukter som kan lages fra 414X stål.

Varmvalsede stenger fra ti charger av kommersielt fremstilt 414X stål ble valgt for behandlingen, og de kjemiske analyser for disse ti charger er gjengitt i Tabell 1 for chargene C - L. 414X-legeringsserien ble valgt for dette forsøk på grunn av at den er den mest populære handelslegering for varmebehandling. En rekke av de valgte charger inneholdt maskinerbarhetstilsetningsmidler som ville være tilbøyelige til å befordre herdesprekking av stålet. Diametrene for de undersøkte stenger varierte fra 1,406 cm til 8,890 cm, og stengene hadde en lengde av minst 2,4 m.

Det utstyr som er vist på fig. 1 ble anvendt for

å behandle flere stenger fra hver stålcharge. Stengene ble fylt i oppvarmingsstasjonen, oppvarmet til 927° C og deretter bråkjølt. Etter bråkjølingen ble stengene fjernet mekanisk fra bråkjølingstanken og plassert på utløpsholdebordet. Når en hel sats med stål var blitt austenittisert og brå-kjølt, ble stengene tilbakeført til inngangsbordet og deretter enkeltvis oppvarmet til forskjellige anløpningstempe-raturer. Anløpningstemperaturer mellom 482° C og 782° C ble undersøkt. De største behandlede stenger hadde en diameter av 8,89 cm og en lengde av 3,05 m, og for disse stenger var det nødvendig med en samlet tid på 8 minutter for å austenittisere disse. Alle de andre stenger fra disse ti charger som ble behandlet, ble austenittisert i løpet av under 8 minutter. Anløpningstiden varierte fra noen få sekunder til ca. 5 minutter.

En omfattende undersøkelse ble utført med stengene fra disse ti stålcharger slik at området for de mekaniske egenskaper korrekt kunne fastslås. Fig. 7 viser de erholdte fasthets- og duktilitetsdata. Hvert avsatt datapunkt representerer strekkfastheten for en enkelt stang fra én av disse ti charger. Samlet ble femti stenger behandlet. De punkterte linjer tjener til å angi området for mekaniske egenskaper, og de representerer intet statistisk trekk ved dataene.

De området som er vist på fig. 7 er overraskende snevre dersom det tas i betraktning at diametrene for disse stenger varierte fra 1,506 cm til 8,890 cm. Dette snevre område av mekaniske egenskaper innebærer at den foreliggende fremgangsmåte ikke er ømfintlig overfor mindre forandringer i stålets sammensetninger eller overfor forandringer i diameteren. Det fremgår også av fig. 7 at de mekaniske egenskaper for det varmebehandlede stål lett kan varieres innen et vidt område ved ganske enkelt å regulere anløpningstemperaturen.

Hver stang som ble behandlet ble også undersøkt for å fastslå herdesprekker, og ingen herdesprekker ble funnet. Dette er spesielt bemerkelsesverdig fordi stenger av 414X stål med stor diameter som regel blir bråkjølt i oljer for å unngå herdesprekking. Dessuten var alle de undersøkte stenger med stor diameter (chargene J, K og L) laget av stål som inneholdt maskinerbarhetstilsetningsmidler. Som nevnt ovenfor er maskinerbarhetstilsetningsmidler tilbøyelige til å befordre herdesprekking. Disse data viser tydelig at behandling ved den foreliggende fremgangsmåte kan anvendes i stor målestokk for handelsstål uten de tap som normalt ville forekomme på grunn av herdesprekking.

Eksempel 4

Eksempel 3 viste at den foreliggende fremgangsmåte kan anvendes for varmebehandling av 414X-legeringer med diametre innen et vidt område. Det viste også at herdesprekking kan unngås ved å anvende den foreliggende fremgangsmåte, og det viste området for mekaniske egenskaper som kan oppnås for denne legeringsrekke. Dette eksempel angår et videre område av legeringssammensetninger, og det viser mangesidigheten ved den foreliggende fremgangsmåte og dessuten fraværet av herdesprekking i andre legeringer.

Det utstyr som er vist på fig. 1 ble anvendt for behandlingen av stål i dette eksempel. Alle de behandlede stenger hadde en lengde av minst 2,4 m, og de i Eksempel 3 beskrevne behandlingsmetoder ble anvendt. Austenittise-ringstemperaturene varierte fra 871° C til 927° C og anløp-ningstemperaturene fra 482° C til 704° C. I Tabell 1 er diametrene og de kjemiske sammensetninger for de i dette eksempel undersøkte stål gjengitt, og de følgende charger

ble undersøkt: A, B, M, N, 0, P, Q, R, S og T.

Flere stenger fra hver av disse charger ble behandlet med den foreliggende fremgangsmåte, og data angående hver stangs mekaniske egenskaper ble erholdt. Fig. 8 og 9 viser data for strekkfastheten avsatt mot anløpningstempera-turen for disse ti stålcharger. Alle stål oppførte seg på en forutsibar måte som overensstemte med deres legeringsinnhold. Typen av kurven for 6150 stål er noe forskjellig fra typen av kurver for de andre kvaliteter fordi dette stål inneholder vanadium, og vanadiumeldning finner sted i dette stål ved anløpningstemperaturer nær 649° C. Dette fenomen er vanlig for vanadiumholdig stål og representerer ikke et særpreget trekk ved foreliggende oppfinnelse.

Etter at hver stang fra disse ti charger var blitt varmebehandlet, ble den undersøkt for å fastslå herdesprekker, og ingen kunne finnes. Det bør imidlertid bemerkes at stål med carboninnhold under 0,4 % carbon ikke kan ventes å sprekke i løpet av bråkjøling i vann. I dette eksempel fantes det tre legeringer som kom innenfor denne katogori. De andre syv undersøkte charger ville ha vært tilbøyelige til herdesprekking ved bråkjøling i vann, og 1144 stålet ville ha oppvist sterk tilbøyelighet til herdesprekking på grunn av det høye svovelinnhold i dette stål.

Under behandlingen av disse forskjellige stålkvaliteter ble et forsøk gjort på å bestemme den ideelle austenittiseringstemperatur for en gitt legering. Følgelig måtte høyere temperaturer anvendes da hurtig austenittisering ble benyttet, for å kompensere for den kortvarige syk-lus. Forsøksresultater antydet at austenittiseringstemperaturen burde være ca. 111° C over A^-temperaturen for et gitt stål. Det bør bemerkes at denne temperatur er betraktelig høyere enn de anbefalte temperaturer for ovnsoppvar-mingsbehandling.

Dette eksempel viser at den nye fremgangsmåte uten vanskeligheter kan anvendes for en lang rekke forskjellige stållegeringer. Dette eksempel viser også at den foreliggende fremgangsmåte ikke er beheftet med herdesprekk-dannelsesproblemet for en lang rekke forskjellige stålkvaliteter og viser således mangesidigheten ved den foreliggende fremgangsmåte.

Eksempel 5

Dette eksempel viser at den foreliggende fremgangsmåte kan anvendes for arbeidsstykker av stål som har form av rør.

Det på fig. 1 viste apparat ble anvendt for å behandle tre rør laget av en charge av 4130 handelsstål.

Den kjemiske analyse for denne charge (chargen U) er gjengitt i Tabell 1. Rørene som ble anvendt for denne under-søkelse, hadde en diameter av 3,8 cm og en veggtykkelse av 0,95 cm. Disse rør ble behandlet med varmebehandlingsut-styret som om de hadde vært stenger, og ingen vanskeligheter oppsto. Hvert rør ble austenittisert ved 92 7° C og anløpt ved temperaturer mellom 398° C og 566° C. Etter varmebehandlingen ble rørene undersøkt for å fastslå deres mekaniske egenskaper. I Tabell 7 er resultatene av disse under-søkelser gjengitt.

Hvert rør ble undersøkt for å fastslå herdesprekker og for å fastslå jevnheten. Ingen herdesprekker ble funnet, og stålets jevnhet fra overflaten til dets indre og langs dets lengde var utmerket.

Dette eksempel viser at prinsippene ved foreliggende oppfinnelse kan anvendes uten vanskeligheter i for-bindelse med rør. Ingen forandringer av utstyret var nød-vendig, og denne varmebehandling ga et rørprodukt med en jevn høy fasthet.

Eksempel 6

Dette eksempel viser det ovennevnte fenomen med anløpningsretting. Anløpningsretting kan anvendes for å redusere graden av bråkjølingsdeformasjon som finner sted når lange arbeidsstykker varmebehandles.

Stenger fra to charger, J og K, av 4142 stål ble behandlet med den foreliggende fremgangsmåte. Disse sten-gers kjemiske analyser og diametre er gjengitt i Tabell 1, og det på fig. 1 viste utstyr ble anvendt for å behandle disse to stålcharger.

Ved dette forsøk ble hver stangs retthet målt etter bråkjøling og igjen etter anløpning. Under anløpnin-gen ble en strekkraft på 181 kg påført på stålarbeidsstykket via de elektriske kontakter. Denne strekkraft alene var ikke tilstrekkelig til å bevirke plastisk deformasjon av disse stenger med stor diameter. Under anløpningen ble det imidlertid iaktatt at disse stenger rettet seg ut i betraktelig grad. Fig. 10A viser et fotografi av stenger fra charge J i bråkjølt tilstand. Det bør bemerkes at den femte stang i denne gruppe ble sterkt deformert under bråkjølingen på grunn av svikt i en del av bråkjølingsutstyrets aggre-geringsystem. Fig. 10B viser de samme stenger etter anløp-ning under strekk. Det bør bemerkes at stengene hadde en betraktelig forbedret retthet etter anløpningen. Tabell 8 angir de målte verdier for rettheten etter bråkjøling og etter anløpning for disse stenger. Anløpningstemperaturene er også angitt.

Dette forsøk ble gjentatt med stenger med større diameter fra charge K. Tabell 9 viser resultatene av rett-hetsmålingene tatt under behandlingen av denne charge.

De data som er gjengitt i Tabell 8 og 9, viser fenomenet med anløpningsretting. I begge tilfeller forekom en betydelig nedsatt deformasjon av stengene på grunn av kombinasjonen av en liten strekkspenning og hurtig oppvarming. Strekkspenningen som ble påført på disse stenger, var så liten at dette rettingsfenomen ikke kan forklares på bakgrunn av en flyting av stålet. Denne nedsatte deformasjon skyldes isteden den preferensielle redistribusjon av restspenning i stangen. Det ville ikke ha vært mulig å oppnå denne rettingsvirkning ved en anløpningsbehandling i ovn på grunn av at massen av ovnschargen ville ha vært til-bøyelig til å låse arbeidsstykkenes form og hindre disse fra å rette seg ut.

Eksempel 7

Dette eksempel beskriver resultatene av et omfattende sammenligningsforsøk mellom vanlig varmebehandling og varmebehandling i overensstemmelse med prinsippene for den foreliggende oppfinnelse. Den kjemiske analyse for det stål som ble anvendt for dette sammenligningsforsøk (charge G) er gjengitt i Tabell 1. Det ble bekreftet at denne spesielle charge av 4140 stål ikke ble utsatt for herdesprekking da den ble austenittisert i ovnen og bråkjølt i vann. Det var derfor mulig å utføre sammenligningsforsøket i dette spesielle tilfelle. Det utstyr som er vist på fig. 2 ble anvendt for å tilberede prøvestykker for denne forsøks-serie .

Ovnsbehandlede prøvestykker ble austenittisert ved 843° C i 1 time, bråkjølt i agitert vann og deretter anløpt i 1 time ved temperaturer mellom 482° C og 593° C. Ovnschargene ble holdt små for å sikre en skikkelig austenittisering og anløpningsbehandling. En lik mengde stål ble deretter behandlet ved den foreliggende fremgangsmåte under anvendelse av direkte elektrisk motstandsoppvarming. En austenittiseringstemperatur av 927° C ble anvendt for alle de elektrisk oppvarmede prøvestykker, og anløpnings-temperaturene varierte fra 538° C til 704° C. Austenitti-seringstiden for hvert prøvestykke var 4 2 skunder og an-løpningstiden under 30 sekunder. Ved disse behandlinger ble prøvestykker erholdt som hadde en strekkfasthet som varierte fra 10,5 x IO<3> kg/cm<2> til 14,8 x IO<3>kg/cm<2>, og et tilstrekkelig antall prøvestykker ble behandlet ved forskjellige betingelser for å utføre sammenligninger mellom hardhet, fasthet, duktilitet, utmattingslevealder og Charpy skårslagseighet.

Resultatene av strekkfasthetsundersøkelsen viste at stål behandlet ved den foreliggende fremgangsmåte hadde forbedret duktilitet sammenlignet med på vanlig måte behandlet stål. Fig. 11 viser en kurve over strekkfastheten avsatt mot forlengelsen for prøvestykker behandlet med de to metoder. Kurven antyder at den foreliggende fremgangsmåte gir forbedret duktilitet. Forskjellene er av liten størrel-sesorden, men tendensen er klart vist. Denne forbedrede duktilitet tilskrives den raffinerte mikrostruktur som fås som resultat av den hurtige austenittiseringsbehandling.

Deretter ble to forholdsvis store volum av stål-stenger fremstilt med den samme fasthet under anvendelse av de to metoder for utmattingsprøvning. Glatte rotasjons-utmattingsprøvestykker ble laget fra disse stenger og under-søkt for å fastslå stålets utmattingsgrense. Flere strekk-og hardhetsprøvestykker ble også avskåret fra disse stenger. Tabell 10 viser resultatene av undersøkelsene av dette stål. Den forbedrede utmattingslevealder og det forbedrede utmat-tingsforhold fremgår tydelig av de i denne tabell gjengitte data.

Charpy skårslagseighetsprøvninger ble også utført med prøver fra disse to stålsatser som ble fremstilt slik at de fikk det samme strekkfasthetsnivå (12654 kg/cm 2). Tabell 12 viser resultatene av Charpy skårslagseighetsprøv-ningen innenfor et vidt temperaturområde. Det bør bemerkes at slagenergien var større for stålet behandlet med foreliggende fremgangsmåte uavhenigg av prøvningstemperaturen.

De data som er gjengitt i dette eksempel, viser at stålet fremstilt i overensstemmelse med prinsippene for foreliggende oppfinnelse har overlegen duktilitet, utmat-tingsegenskaper og Charpy skårslagsseighetsegenskaper sammenlignet med stål fremstilt ved anvendelse av vanlige metoder.

Eksempel ' 8

Som nevnt har ovnsoppvarming vært forbundet med visse reguleringsproblemer som skyldes variasjon i temperaturen fra ovnschargens overflate til dens kjerne. Denne temperaturvariasjon fører til manglende jevnhet i det ovnsbehandlede produkt. For å undersøke denne hypotese ble en prøve av 414 2 stål som var blitt ovnsoppvarmingsbehandlet, kjøpt fra et servicesentrum for stål. Deretter ble en lignende prøve fremstilt ved anvendelse av det utstyr som er vist på fig. 1 og ved anvendelse av prinsippene for foreliggende oppfinnelse. Begge prøver utgjordes av 29 stenger av 414 2 stål med en diameter av 2,54 cm og en lengde av ca. 3,7 m. De kjemiske analyser for disse to charger (chargene V og W) er gjengitt i Tabell 1.

Stålet fremstilt i overensstemmelse med prinsippene for den foreliggende oppfinnelse ble austenittisert ved 927° C og anløpt ved 688° C. Deretter ble arbeidsstykkene rettet mekanisk til kommersielle toleranser. Et strekk-fasthetsprøvestykke og et hardhetsprøvestykke ble avskåret fra hver stang, og statistiske analysemetoder ble anvendt for å fastslå stålets jevnhet. Den samme forsøksserie og de samme analyser ble utført for det på vanlig måte fremstilte stål, og Tabell 12 gjengir resultatene av de statistiske analyser for disse to stålsatser.

De data som er gjengitt i Tabell 12 viser at stålet som var blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte, er jevnere enn det ovnsbehandlede stål. Innenfor hver mekanisk egenskapsgruppe var det verdiområde som ble erholdt for det ovnsbehandlede produkt større. Forskjellene i jevnhet mellom disse to stålkvaliteter er mest fremtredende dersom strekkfasthetsdataene og hardhetsdataene vurderes. Det ovnsbehandlede produkt haddé et to ganger så stort verdiområde sammenlignet med verdiområdet for det elektrisk behandlede stål. Standardavvikene i strekkfasthet for de to stålkvaliteter antyder også at stålet fremstilt ved den foreliggende fremgangsmåte har en ca. to ganger så høy jevnhet. På lignende måte antyder hardhetsdataene at det elektrisk behandlede produkt har en ca. to ganger så høy jevnhet som det ovnsbehandlede produkt.

For å påvise at den foreliggende fremgangsmåte gjør det mulig å utnytte det fullstendige potensial av legeringsinnholdet i stål ved at det ved den foreliggende

fremgangsmåte er mulig å benytte en kraftig bråkjøling,

ble en sammenligning foretatt mellom den på vanlig måte fremstilte prøve som er beskrevet i Eksempel 8 (charge V)

og en prøve at et stål med et lavere legeringsinnhold (1045, charge 0) som ble behandlet med den foreliggende fremgangsmåte. Tabell 13 (charge 0) gjengir en sammenligning mellom de mekaniske egenskaper og det viktige legeringsinnhold for disse to stålkvaliteter. Disse spesielle prøver ble valgt for denne sammenligning fordi de hadde tilnærmet den samme flytegrense.

De i Tabell 13 gjengitte data viser at det fulle herdepotensial for 1045 kan utnyttes i en slik grad at dette kan sis å være likt med herdepotensialet for et høyere legert stål som behandles på vanlig måte. I dette tilfelle hadde 1045 stålet i virkeligheten en bedre kombinasjon av mekaniske egenskaper enn 4142 stålet. I det ovenstående eksempel inneholder de to stålkvaliteter tilnærmet den samme mengde carbon og mangan, men 414 2 stålet inneholder langt mer krom og molybden.

Eksempel 10

Dette eksempel viser at den foreliggende fremgangsmåte fører til at den avkulling som forekommmer under varmebehandling, nedsettes til et minimum. For å vise denne virkning ble to metallografiske prøvestykker fremstilt.

Det første prøvestykke ble tatt fra charge V som er en typisk prøve på ovnsbehandlet stål. Det annet prøvestykke ble tatt fra charge A som var stål som var blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte. Begge prøvestykker ble tverrskåret slik at det avkullede lag nær overflaten lett kunne undersøkes. Fig. 12A og 12B viser resultatene av den metallografiske undersøkelse.

Det fremgår tydelig av disse to figurer at det ovnsbehandlede stål var sterkt avkullet, mens stålet behandlet med den foreliggende fremgangsmåte viste lite tegn på avkulling. For å bekrefte de metallografiske iakttagelser ble mikrohardhetsprøvninger utført på det preparerte tverrsnitt for disse to prøvestykker. Resultatene av mikro-hardhetsprøvningene er vist på fig. 13. Mikrohardhetsprøv-ningene viste at en liten avkullingsmengde var forbundet med overflaten til det stål som var blitt behandlet med den foreliggende fremgangsmåte. Dette avkullingsnivå er imidlertid forholdsvis lite dersom det sammenlignes med avkullingen for det ovnsbehandlede prøvestykke.

Ut fra disse og andre iakttagelser kan det kon-kluderes med at den foreliggende fremgangsmåte bidrar til å bringe avkullingen av stål under behandling ned til et minimum. Dette er mest sannsynlig et direkte resultat av den meget kortvarige austenittiseringssyklus som anvendes. Det er ganske enkelt ikke tilstrekkelig tid for at en vesentlig avkulling skal kunne finne sted.

Det fremgår av disse eksempler at den foreliggende oppfinnelse gir en betydelig forbedring ved austenittisering, bråkjøling og anløpning av stål. Den foreliggende fremgangsmåte gir forbedret energiutbytte på grunn av bruken av direkte elektrisk motstandsoppvarming. Problemet med herdesprekking blir praktisk talt eliminert, og problemet med bråkjølingsdeformasjonen blir i det vesentlige redusert. Dessuten kan den bråkjølingsdeformasjon som finner sted, korrigeres i det siste trinn av prosessen.

Oxydasjon av ståloverflaten og avkulling er andre vanlige problemer som bringes ned til et minimum ved hjelp av foreliggende fremgangsmåte. Denne gjør det også mulig å utnytte stålets fullstendige herdepotensial. Endelig har det produkt som fås ved den foreliggende fremgangsmåte, overlegen jevnhet sammenlignet med det produkt som fås ved anvendelse av vanlige metoder, og forbedret duktilitet, seighet og utmattingsfasthet.

Claims (6)

1. Fremgangsmåte ved varmebehandling av et arbeidsstykke av stål med begrenset lengde for i det vesentlige å eliminere herdesprekking og herdedeformasjon, idet arbeidsstykket oppvarmes elektrisk til en austenittiseringstemperatur over A^-temperaturen, bråkjøles og anløpes ved en temperatur under A-^-temperaturen, karakterisert ved at hele arbeidsstykket hurtig oppvarmes til austenittiseringstemperaturen slik at oppvarmingstiden mellom A^-temperaturen oa austenittiseringstemperaturen blir under 100 sekunder, hvorefter hele arbeidsstykket bråkjøles i et flytende bråkjølingsmedium med en bråkjølingsgradfaktor som er større enn for uagitert vann, under dannelse av en hovedsakelig martensittisk mikrostruktur, hvorefter arbeidsstykket anløpes under strekk ved en belastning under stålets konvensjonelle flytegrense.

2. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at det anvendes en samlet oppvarmingstid av 5-100 sekunder.

3. Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at det anvendes en oppvarmingstid mellom A^-temperaturen o? austenittiseringstemperaturen av under 40 sekunder.

4. Fremgangsmåte ifølge krav 1-3, karakterisert ved at stålet oppvarmes hurtig til en temperatur over A^-temperaturen ved direkte elektrisk motstandsoppvarming.

5. Fremgangsmåte ifølge krav 1-4, karakterisert ved at stålet ved anløpningen oppvarmes ved direkte elektrisk motstandsoppvarming.

6. Fremgangsmåte ifølge krav 1-5, karakterisert ved at arbeidsstykket brå- kjøles under betingelser som gir en bråkjølingsgrad-koeffisient av over 1,2.