WO1998040527A2 - Microalloyed bearing steel for cold forming, method for manufacturing finished and semi-finished products therefrom - Google Patents
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Abstract
The invention relates to a bearing steel with a usual bearing steel composition i.e. 100Cr6 or 100CrMn6, exhibiting delayed austenite recrystallization. Said steel contains: 0.80-1.05 mass % carbon; 0.17-0.65 mass % silicon; 0.20-1.20 mass % manganese; 1.30-1.65 mass % chrome; a maximum of 0.027 mass % phosphorous; a maximum of 0.30 mass % nickel; 0.020 mass % sulfur; 0.25 mass % copper; 0.3-1.0 mass % vanadine and/or 0.01-0.1 mass % niobium. Also disclosed is the use of said bearing steel in thermomechanical forming.
Description
Mikrolegierter Wälzlagerstahl für die Kaltumfo-πnuiig sowie Verfahren zur Herstellung von Erzeugnissen und Halbzeugen aus diesemMicro-alloyed roller bearing steel for cold forming and processes for the production of products and semi-finished products from this
Die Erfindung betrifft einen mikrolegierten Wälzlagerstahl für die Kaltumformung mit einer Zusammensetzung gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1, der eine verzögert einsetzende Rekristallisation des Austenits aufweist. Die Erfindung betrifft außerdem die Herstellung von Halbzeugen aus dem erfindungsgemäßen Stahl, insbesondere das thermomechanische Umformen.The invention relates to a microalloyed rolling bearing steel for cold forming with a composition according to the preamble of claim 1, which has a delayed recrystallization of the austenite. The invention also relates to the production of semi-finished products from the steel according to the invention, in particular thermomechanical forming.
Gattungεgemäße Wälzlagerstähle sind 100Cr6 oder 100CrMn6. 100Cr6 gilt als klassischer Wälzlagerstahl und mit seinen Legierungsbestandteilen als weitestgehend entwickelt. Als nachteilige Eigenschaft wird ihm zugeschrieben, daß infolge des vergleichsweise hohen Kohlenstoff- und Chromgehaltes Kohlenstoffseigerungen auftreten können, die seine Eigenschaften negativ beeinflussen.Generic roller bearing steels are 100Cr6 or 100CrMn6. 100Cr6 is considered classic rolling bearing steel and, with its alloy components, has been largely developed. He is credited with the disadvantage that, due to the comparatively high carbon and chromium content, carbon segregations can occur which negatively influence its properties.
In der EP 0 143 905 AI wird deshalb die Verwendung eines Stahls für hoher Flächenpressung ausgesetzte Gegenstände wie Wälzlager beansprucht, der folgende Analyse aufweist: 0,7 - 0,85 % C, 0,55 - 1.0 % Si, 0,55 - 0.9 % Mn, 0,2 - 0,55 % Cr, 0,04 - 0,15 % V, Rest Eisen einschließlich der üblichen Begleitelemente. Dieser Stahl soll bei einem niedrigen Chrom- und Kohlenstoffgehalt ähnliche Eigenschaften aufweisen, wie der klassische Wälzlagerstahl lOOCrβ. Erreicht wurde dies durch die Veränderung des Silzium- und Mangangehaltes und durch die Zugabe von Vanadin.EP 0 143 905 A1 therefore claims the use of a steel such as roller bearings exposed to high surface pressure, which has the following analysis: 0.7-0.85% C, 0.55-1.0% Si, 0.55-0.9 % Mn, 0.2 - 0.55% Cr, 0.04 - 0.15% V, balance iron including the usual accompanying elements. With a low chromium and carbon content, this steel is said to have similar properties to the classic rolling bearing steel lOOCrβ. This was achieved by changing the silicon and manganese content and by adding vanadium.
Aus der DE 35 07 785 AI ist ebenfalls ein hochwertiger Lagerstahl mit einer hervorragenden Dauerfestigkeit bekannt, dessen Zusammensetzung von 100Cr6 abweicht. Neben einer Reihe anderer Bestandteile sind auch Vanadin und Niob enthalten, die die Festigkeit und die Zähigkeit durch Bildung von Carbonitrid verbessern. In dem Stahl ist V und/oder Nb in Mengen von jeweils 0,05 Gew.-% oder mehr enthalten.From DE 35 07 785 AI a high quality bearing steel with excellent fatigue strength is also known, the composition of which deviates from 100Cr6. In addition to a number of other components, vanadium and niobium are also present, which improve strength and toughness through the formation of carbonitride. The steel contains V and / or Nb in amounts of 0.05% by weight or more.
Aus der Druckschrift Sage, A.M. : "Developments in control rolling of vanadium-bearing steels", S. 119-127 ist weiterhin bekannt, zur
Verzögerung bzw. Behinderung der Rekristallisation des Austenits beim thermomechanisehen Walzen mikrolegierter schweißbarer Baustähle mit Kohlenstoffgehalten < 0,20 % die Mikrolegierungselemente Niob und Vanadin einzeln oder in Kombination einzusetzen. Diese Elemente dienen in Form von Carbid-, Nitrid- bzw. Carbonitridausscheidungen zur Verzögerung der Rekristallisation, zur Behinderung des Kornwachstums im Austenit sowie zur Ausscheidungshärtung des ferritisch-perlitischen Endgefüges. Um dies zu erreichen, sind Vorwärmtemperaturen von 1200From the publication Sage, AM: "Developments in control rolling of vanadium-bearing steels", pp. 119-127 is also known for Delay or hindrance of the recrystallization of austenite during the thermomechanical rolling of microalloyed weldable structural steels with carbon contents <0.20% to use the microalloying elements niobium and vanadium individually or in combination. These elements are used in the form of carbide, nitride or carbonitride deposits to delay recrystallization, to prevent grain growth in austenite and to harden the precipitation of the ferritic-pearlitic end structure. To achieve this, preheat temperatures are of 1200
- 1250°C erforderlich, damit die Mikrolegierungselemente in Lösung gehen und für Ausscheidungsvorgänge zur Verfügung stehen. Die in der Druckschrift besprochenen Erfahrungen zeigen, daß Vanadincarbonitrid-Ausscheidungen oberhalb 800°C nur effektiv sind, wenn ein Stickstoffgehalt von 180 pp vorliegt. Bei 0,09 % C; 1,35 % Mn; 0,09 % V und 0.008 % N ist die rekristallisationsverzögernde- 1250 ° C required so that the microalloying elements go into solution and are available for excretion processes. The experiences discussed in the publication show that vanadium carbonitride precipitates above 800 ° C. are only effective if there is a nitrogen content of 180 pp. At 0.09% C; 1.35% Mn; 0.09% V and 0.008% N is the recrystallization retarding
Wirkung des Vanadins oberhalb 800°C nicht effektiv. Dagegen hemmen Niobcarbonitrid-Ausscheidungen die Rekristallisation im Bereich von 850 - 950°C. Deshalb wird zur Verzögerung der Rekristallisation bei mikrolegierten schweißbaren Baustählen vorzugsweise das Mikrolegierungselement Nb verwendet. Vanadin wird zur Festigkeitssteigerung des Ferrit-Perlit-Gefüges durch Ausscheidungshärtung herangezogen, wenn die mittels Nb erreichbare Festigkeitssteigerung allein nicht ausreicht.Effect of vanadium above 800 ° C not effective. In contrast, niobium carbonitride precipitates inhibit recrystallization in the range of 850 - 950 ° C. Therefore, the microalloying element Nb is preferably used to delay the recrystallization in microalloyed weldable structural steels. Vanadium is used to increase the strength of the ferrite-pearlite structure by precipitation hardening if the increase in strength that can be achieved by means of Nb alone is not sufficient.
Es ist bekannt, daß die Schmiede- und Walztemperatur bei 100Cr6 mit 1150 bzw. 1100°C wegen der Gefahr des Aufschmelzens eutektischer Gefügebestandteile nach oben begrenzt wird und daß der Bereich der Endwalztemperatur wegen der Behinderung der Ausbildung vonIt is known that the forging and rolling temperature at 100Cr6 with 1150 and 1100 ° C is limited due to the risk of melting of eutectic structural components and that the range of the final rolling temperature due to the hindrance of the formation of
Carbidzeilen und des Carbidnetzwerkes mit 840 bis höchstens 920°C eingegrenzt ist. Insbesondere werden beim Schrägwalzprozeß Walzguttemperaturen von 1080 bis 1100°C angestrebt. Wegen der besonderen Anforderungen an Rohre für Wälzlagerringe wird der Stickstoffgehalt auf < 80...100ppm begrenzt.Carbide lines and the carbide network with 840 to a maximum of 920 ° C is limited. In particular, rolling material temperatures of 1080 to 1100 ° C. are aimed for in the cross rolling process. Due to the special requirements for pipes for rolling bearing rings, the nitrogen content is limited to <80 ... 100ppm.
Ferner ist von den mikrolegierten schweißbaren Baustählen bekannt, daß sich die Auflösungstemperatur für NbC mit steigendem C-Gehalt erhöht, so daß sich bei Temperaturen < 1200°C und 1,0 % C gemäß
Löslichkeitsdiagramm für Nb keine Auflösung der Niobcarbonitride mehr ergeben würde und die Auflösungstemperatur bei erfahrungεgemäßen Gehalten von 0,02 - 0,03 % Nb so stark ansteigen, daß MaterialVerbrennungen und -aufSchmelzungen auftreten.It is also known from the microalloyed weldable structural steels that the dissolution temperature for NbC increases with increasing C content, so that at temperatures <1200 ° C and 1.0% C according to Solubility diagram for Nb would no longer result in a dissolution of the niobium carbonitrides and the dissolution temperature at experience levels of 0.02-0.03% Nb rise so much that material burns and melts occur.
Die Aufgabe der Erfindung besteht nun darin, bei hochlegiertem Wälzlagerstahl, insbesondere bei lOOCrβ, eine verzögert einsetzende Rekristallisation bei der thermomechanischen Umformung zu erreichen, um dadurch im Zweiphasengebiet Austenit/Zementit eine so hohe Versetzungsdichte zu erzeugen, die es ermöglicht, bei der Abkühlung aus dem Austenitgebiet anstelle des perlitischen Gefüges ein Gefüge mit kugelig eingeformten Zementitteilchen zu erhalten. Die Aufgabe betrifft damit vorrangig die Verbesserung der Verarbeitungseigenschaften der Halbzeuge aus hochlegiertem Wälzlagerstahl . Die Eigenschaften des Endprodukts sollen nicht negativ beeinflußt werden.The object of the invention is now to achieve a delayed recrystallization in thermomechanical forming in high-alloy rolling bearing steel, in particular in lOOCrβ, in order thereby to produce such a high dislocation density in the two-phase area austenite / cementite that it is possible to cool from the Austenite area to obtain a structure with spherically molded cementite particles instead of the pearlitic structure. The task primarily concerns the improvement of the processing properties of semi-finished products made of high-alloy bearing steel. The properties of the end product should not be adversely affected.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch einen mikrolegierten Wälzlagerstahl mit den im Anspruch 1 genannten Merkmalen gelöst. Die Herstellung von Halbzeugen aus dem erfindungsgemäßen Wälzlagerstahl ist Gegenstand von Anspruch 2 und den Unteransprüchen.According to the invention the object is achieved by a micro-alloyed roller bearing steel with the features mentioned in claim 1. The production of semi-finished products from the roller bearing steel according to the invention is the subject of claim 2 and the subclaims.
Die von den mikrolegierten schweißbaren Baustählen mit C-Gehalten von 0,08 - 0,12% bekannte Wirkung des Nb zur Verzögerung der Rekristallisation des Austenits bei thermomechanischer Umformung wird durch Auflösungstemperaturen von 1200 - 1250°C erreicht. Diese Temperaturen sind bei lOOCrδ unmöglich. Damit scheidet Nb zur Verzögerung der Austenitrekristallisation bei lOOCrβ zur Lösung der Aufgabe in naheliegender Betrachtung aus. Ebenso Vanadin, dessen rekristallisationsverzögernde Wirkung bei Temperaturen > 800°C nicht effektiv ist. Im übrigen geht die Fachwelt bei lOOCrβ ohnehin davon aus, daß dessen Legierungsbestandteile weitestgehend optimiert sind, und durch Zulegierung weiterer Bestandteile keine wesentlichen Verbesserungen der Eigenschaften mehr erreicht werden können .The well-known effect of Nb to delay the recrystallization of austenite during thermomechanical forming is known from the micro-alloyed weldable structural steels with C contents of 0.08 - 0.12%, achieved by dissolution temperatures of 1200 - 1250 ° C. These temperatures are impossible with lOOCrδ. Nb is therefore out of the question of delaying the austenite recrystallization at lOOCrβ to solve the task. Likewise vanadium, whose recrystallization retarding effect is not effective at temperatures> 800 ° C. In any case, the experts at lOOCrβ assume that its alloy components have been optimized as far as possible and that no significant improvements in properties can be achieved by alloying further components.
Es hat sich nun überraschend gezeigt, das durch die Zugabe von
Vanadin und/oder Niob als Legierungsbestandteil in Wälzlagerstählen in einem Bereich von >0,3 bis 1,0 Masse-% Vanadin und/oder 0,01 bis 0,1 Masse-% Niob die Rekristallisation des Austenits in einen höheren Temperaturbereich verschoben wird. Diese vorteilhafte Wirkung kann verfahrenstechnisch ausgenutzt werden.It has now surprisingly been shown that the addition of Vanadium and / or niobium as an alloy component in rolling bearing steels in a range from> 0.3 to 1.0% by mass of vanadium and / or 0.01 to 0.1% by mass of niobium, the recrystallization of the austenite is shifted to a higher temperature range. This advantageous effect can be exploited in process engineering.
Durch die Erhöhung des Vanadin- und/oder Niob-Gehaltes wird erreicht, daß bei konstantem Kohlenstoffgehalt auch bei etwas höheren Umformtemperaturen eine Verzögerung der Austenitre- kristallisation eintritt. Dadurch wird der zur thermomechanischen Umformung erforderliche Kraft- und Arbeitsaufwand verringert.By increasing the vanadium and / or niobium content it is achieved that with a constant carbon content even at somewhat higher forming temperatures there is a delay in austenite recrystallization. This reduces the effort and effort required for thermomechanical forming.
Die Umformtemperaturen des erfindungsgemäßen Wälzlagerstahls können beim thermomechanischen Umformen in einem Bereich von oberhalb derThe forming temperatures of the roller bearing steel according to the invention can range from above during thermomechanical forming
Ax-Temperatur bis 950°C liegen, ohne das eine Rekristallisation des Austenits beginnt .A x temperature are up to 950 ° C without the austenite recrystallizing.
Bei der Abkühlung aus dem Austenitgebiet wird anstelle eines perlitischen Gefüges ein Gefüge mit kugelig eingeformten Zementitteilchen erhalten, wodurch die Verarbeitungseigenschaften der Halbzeuge, insbesondere die Kaltumformbarkeit, verbessert werden .When cooling from the austenite area, a structure with spherically shaped cementite particles is obtained instead of a pearlitic structure, which improves the processing properties of the semi-finished products, in particular the cold formability.
Dieses Gefüge der durch die thermomechanische Umformung hergestellten Halbzeuge ist feiner, als das nach dem bekannten Weichglühen vorliegende GKZ-Gefüge mit kugelig eingeformten Zementit nach dem Stahl-Eisen-Prüfblatt 1520.This structure of the semi-finished products produced by thermomechanical forming is finer than the GKZ structure with spherical cementite according to the steel-iron test sheet 1520, which is known from the known soft annealing.
Anhand der nachstehenden Ausführungsbeispiele wird die Erfindung noch näher erläutert. Die Bilder 1 a bis c zeigen ehemalige Austenitgefüge des Wälzlagerstahls lOOCrβ mit angeätzten ehemaligen Austenitkorngrenzen. In der Reihenfolge von Bild la über Bild lb bis Bild lc nimmt der Anteil an rekristallisierten ehemaligen Austenitkörnern ab, bzw. der Anteil der in Walzrichtung gestreckten, nichtrekristallisierten ehemaligen Austenitkörner steigt an. Bild la bezieht sich auf den konventionellen Wälzlagerstahl lOOCrβ, Bild lb bezieht sich auf den erfindungsgemäß mit Vanadin mikrolegierten Wälzlagerstahl lOOCrβ und Bild lc bezieht sich auf den erfindungsgemäß mit Vanadin und Niob mikrolegierten Wälzlagerstahl lOOCrβ.
In allen drei Fällen wurde je ein Gußblock mit 8,5 kg aus dem Wälzlagerstahl lOOCrβ erschmolzen. In einem Fall wurden dem Gußblock 0,5 Masse-% Vanadin und in dem anderen Fall 0,5 Masse-% Vanadin kombiniert mit 0,08 Masse-% Niob zulegiert. Nach Vorwärmen bei einer Temperatur von 1150 °C erfolgte im Temperaturbereich vonThe invention is explained in more detail with reference to the exemplary embodiments below. Figures 1 a to c show former austenite structures of the bearing steel lOOCrβ with etched former austenite grain boundaries. The proportion of recrystallized former austenite grains decreases or the proportion of unrecrystallized former austenite grains stretched in the rolling direction increases in the sequence from image la to image lb to image lc. Figure la relates to the conventional bearing steel lOOCrβ, figure lb relates to the bearing steel microalloyed with vanadium according to the invention and figure lc relates to the bearing steel microalloyed according to the invention with vanadium and niobium lOOCrβ. In each of the three cases, a cast block weighing 8.5 kg was melted from the bearing steel lOOCrβ. In one case 0.5 wt% vanadium was added to the ingot and in the other case 0.5 wt% vanadium combined with 0.08 wt% niobium. After preheating at a temperature of 1150 ° C in the temperature range of
1100 bis 1000°C eine Verarbeitung der Gußblöcke durch Schmieden zu Halbzeug mit einem Querschnitt von 20 mm x 60 mm. Daran schloß sich ein Vorwärmen des Halbzeugs bei einer Temperatur von 1150°C mit einer Haltedauer von 20 min und ein Warmwalzen auf der Flachbahn an. Das Halbzeug aus dem konventionellen Wälzlagerstahl lOOCrβ sowie das Halbzeug aus dem mit Vanadin mikrolegierten Wälzlagerstahl lOOCrβ wurden jeweils mit einem Vergleichsumformgrad von φv = 0,26 bei einer Walztemperatur von 850°C in einem Stich gewalzt, anschließend bei der Umformtemperatur von 850°C in einem Ofen 5 min gehalten und danach in Wasser abgeschreckt . Überraschend ist nun, daß trotz der bekanntermaßen langsamen Rekristallisation des konventionellen Wälzlagerstahls lOOCrβ durch den geringen Vanadinzusatz eine weitere Verzögerung der Austenitrekristallisation eingetreten ist (Bild lb) . Auf Grund der langsamen Austenitrekristallisation bei 850°C war eine Haltezeit von 5 min beim konventionellen Wälzlagerstahl erforderlich, um einen hohen Anteil an rekristallisierten ehemaligen Austenit zu erhalten (Bild la) . Demgegenüber zeigt Bild lb für die gleichen Umformbedingungen einen geringeren Anteil an ehemaligen rekristallisierten Austenitkörnern.1100 to 1000 ° C processing of the cast blocks by forging into semi-finished products with a cross section of 20 mm x 60 mm. This was followed by preheating the semi-finished product at a temperature of 1150 ° C with a holding time of 20 min and hot rolling on the flat web. The semifinished product from the conventional bearing steel lOOCrβ and the semifinished product from the vanadium micro-alloyed bearing steel lOOCrβ were each rolled in one pass with a comparative degree of forming of φ v = 0.26 at a rolling temperature of 850 ° C, then at the forming temperature of 850 ° C in held in an oven for 5 minutes and then quenched in water. It is surprising that despite the known slow recrystallization of the conventional rolling bearing steel lOOCrβ due to the small addition of vanadium, there has been a further delay in austenite recrystallization (Fig. Lb). Due to the slow austenite recrystallization at 850 ° C, a holding time of 5 minutes was necessary with conventional rolling bearing steel in order to obtain a high proportion of recrystallized former austenite (Figure la). In contrast, Figure 1b shows a lower proportion of former recrystallized austenite grains for the same forming conditions.
Der mit Vanadin und Niob mikrolegierte Wälzlagerstahl lOOCrβ zeigte nach dem Warmwalzen trotz einer erhöhten Walztemperatur von 900°C und einem erhöhten Vergleichsumformgrad von φv = 0,37 nach einerThe rolling bearing steel lOOCrβ micro-alloyed with vanadium and niobium showed after hot rolling despite an increased rolling temperature of 900 ° C and an increased degree of comparison of φ v = 0.37 after one
Haltezeit von 5 min bei 900°C und nachfolgendem /Abschrecken in Wasser einen überraschend niedrigen rekristallisierten Anteil im ehemaligen Austenitgefüge . Die ehemaligen Austenitkörner sind infolge des Umformvorganges in Walzrichtung gestreckt (Bild lc) . Bekanntlich wird die Austenitrekristallisation mit steigendem Umformgrad und steigender Umformtemperatur beschleunigt . Eine rekristallisationsverzögernde Wirkung des Niobs tritt
erfahrungsgemäß nur dann auf, wenn dieses nach dem Vorwärmen im Austenit weitestgehend gelöst ist. Eine Auflösung der Niob- Carbonitride beim Vorwärmen ist aber auf Grund des hohen Kohlenstoffgehaltes des Walzlagerstahls nicht möglich.
Holding time of 5 min at 900 ° C and subsequent / quenching in water a surprisingly low recrystallized proportion in the former austenite structure. The former austenite grains are stretched in the rolling direction as a result of the forming process (Fig. Lc). As is known, austenite recrystallization is accelerated with increasing degrees of deformation and increasing temperatures. A recrystallization retarding effect of niobium occurs experience has shown that this is largely solved after preheating in austenite. A dissolution of the niobium carbonitride during preheating is not possible due to the high carbon content of the roller bearing steel.
Claims
1. Mikrolegierter Wälzlagerstahl für die KaltUmformung, bestehend aus1. Micro-alloyed rolling bearing steel for cold forming, consisting of
0,80 - 1,05 Masse-% Kohlenstoff 0,17 - 0,65 Masse-% Silizium 0,20 - 1,20 Masse-% Mangan 1,30 - 1,65 Masse-% Chrom0.80 - 1.05 mass% carbon 0.17 - 0.65 mass% silicon 0.20 - 1.20 mass% manganese 1.30 - 1.65 mass% chromium
0,027 Masse-% Phosphor höchstens0.027 mass% phosphorus at most
0,30 Masse-% Nickel höchstens0.30% by mass of nickel at most
0,020 Masse-% Schwefel und 0,25 Masse-% Kupfer,0.020 mass% sulfur and 0.25 mass% copper,
der eine verzögert einsetzende Rekristallisation des Austenits aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich > 0,3 bis 1,0 Masse-% Vanadin und/oder 0,01 bis 0,1 Masse-% Niob enthalten sind (ist) .which has a delayed recrystallization of austenite, characterized in that it additionally contains (is)> 0.3 to 1.0% by mass of vanadium and / or 0.01 to 0.1% by mass of niobium.
2. Verfahren zur Herstellung von Erzeugnissen und Halbzeugen aus Mikrolegiertem Wälzlagerstahl für die Kaltumformung, bestehend aus2. Process for the production of products and semi-finished products from micro-alloyed rolling bearing steel for cold forming, consisting of
0,80 - 1,05 Masse-% Kohlenstoff 0,17 - 0,65 Masse-% Silizium 0,20 - 1,20 Masse-% Mangan 1,30 - 1,65 Masse-% Chrom0.80 - 1.05 mass% carbon 0.17 - 0.65 mass% silicon 0.20 - 1.20 mass% manganese 1.30 - 1.65 mass% chromium
0,027 Masse-% Phosphor höchstens0.027 mass% phosphorus at most
0,30 Masse-% Nickel höchstens0.30% by mass of nickel at most
0,020 Masse-% Schwefel und 0,25 Masse-% Kupfer, sowie0.020 mass% sulfur and 0.25 mass% copper, as well
> 0,3 bis 1,0 Masse-% Vanadin und/oder 0,01 bis 0,1 Masse-% Niob,> 0.3 to 1.0% by mass of vanadium and / or 0.01 to 0.1% by mass of niobium,
dadurch gekennzeichnet, daß der Wälzlagerstahl für das thermomechanische Umformen verwendet
wird, wobei das thermomechanische Umformen in einem Bereich von oberhalb der Ax-Temperatur bis 950°C ohne beginnende Rekristallisation des Austenits erfolgt.characterized in that the rolling bearing steel is used for thermomechanical forming is, the thermomechanical forming in a range from above the A x temperature to 950 ° C without beginning recrystallization of the austenite.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die durch thermomechanisches Umformen hergestellten Halbzeuge anschließend kalt umgeformt werden.3. The method according to claim 2, characterized in that the semi-finished products produced by thermomechanical forming are then cold formed.
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Gefüge der durch die thermomechanische Umformung hergestellten Halbzeuge feiner ist, als das nach dem bekannten Weichglühen vorliegende GKZ-Gefüge mit kugelig eingeformten Zementit.4. The method according to claim 2, characterized in that the structure of the semifinished products produced by the thermomechanical shaping is finer than the GKZ structure with spherical cementite formed according to the known soft annealing.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
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- 1997-03-13 DE DE1997110333 patent/DE19710333A1/en not_active Withdrawn
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1998
- 1998-03-13 WO PCT/DE1998/000747 patent/WO1998040527A2/en active Application Filing
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