DE2734129A1 - Verfahren zum verfestigen von kohlenstoffstahl und niedrig legiertem stahl - Google Patents

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DlPL-ING. HANS K HIL6ERS

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Datum 28. Juli 1977

LaSaIIe Steel Corp., Chicago, 111.60680,UGA

Verfahren zum Verfestigen von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl

Die Erfindung bezieht sich auf verfestigte Stähle, insbesondere auf Stahlwerkstücke und ein Verfahren zum Herstellen derselben. Die mit Hilfe des Verfahrens hergestellten Werkstücke zeichnen sich durch hohe Festigkeit und Zähigkeit aus und sind darüberhinaus gut maschinell bearbeitbar.

Bislang sind aus der Praxis zwei Verfahren bekannt, um hochfeste Stahlt'eile herzustellen. Bei dem einen Verfahren wird der Stahl entweder durch Maschinenbearbeitung oder durch Verformung in die

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gewünschte Form gebracht und dann z.B. durch Austenitisieren, Abschrecken und Vergüten wärmebehandelt, um so die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit zu erzielen. Bei einem zweiten Verfahren wird ein vorverfestigter Stahlrohling bearbeitet oder in seine gewünschte Gestalt verformt, ohne daß die Notwendigkeit für eine weitere Wärmebehandlung bestünde.

Bei dem eben angegebenen zweiten Verfahren ist zumeist ein vorvecfestigter, kalt fertigbearbeiteter Stahlriegel oder eine Stahl -

ange notwendig, die eine metallurgische Makrostruktur von Perlit und Ferrit aufweist. Eine ganze Anzahl solcher Verfahren, bei denen in vorteilhafterweise höhe Festigkeit mit guter Bearbeitbarkeit kombiniert ist, sind in den folgenden US-Patentschriften beschrieben:

3.908 431, 3 001 897, 2 998 336, 2 881 108, 2 767 835, 2 767 836, 2 767 837 und 2 767 838.

Die in den vorstehenden Patenten geschützen Verfahren haben eine bedeutsame Verbesserung auf dem einschlägigen Gebiet gebracht und haben gezeigt, wie der gesamte Energieaufwand bei der Herstellung von Maschinenbauteilen gesenkt werden kann.

Bei den eben angegebenen Verfahren ist es notwendig, daß die Perlit-Ferrit-Struktur während der gesamten Bearbeitung erhalten bleibt, um so eine gute Verarbeitbarkeit sicherzustellen. Ohne die erwünschte Perlit-Ferrit-Iiikrostruktur verliert man den Vorteil der hohen Festigkeit in Kombination mit der guten Bearbeitbarkeit. Dann ist kein \irtschaftlicher Vorteil mehr bei der Herstellung gegeben, wenn man einen yorverfestigten Stahl mit schlechter Bearbeitbarkeit verwenden muß.

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Weitere Verbesserungen bei der Schnittbearbeitbarkeit können durch dem Stahl beigegebene Additive erreicht werden. Diese enthalten Schwefel, Blei, Tellur, Selen und Wismut. Bislang war es möglich, durch eine Kombination von speziell behandelten Perlit-Ferrit-Mikrostrukturen mit Einschlüssen von entsprechenden Schnittbearbeitbarkeits-Additiven eine gute Festigkeit und eine gute Schnittbearbeitbarkeit bei einer verringerten Zähigkeit zu erzielen. Unter Zähigkeit ist dabei die Fähigkeit für ein Stahl zu verstehen, einem Bruch zu widerstehen, der als Folge einer verhängnisvollen Weiterbildung eines Spaltes bei Belastung entsteht.

Wenn andererseits hohe Zähigkeitswerte verlangtwerden, so können diese insbesondere durch eine Wärmebehandlung erzielt werden. Hierbei wird Bainit oder eine martensitische Mikrostruktur erzeugt. Diese Mikrostrukturen jedoch weisen, auch wenn der Stahl Schnittbearbeitungs-Additive enthält, im Hinblick auf die Schnittbearbeitungsfähigkeit eine wesentlich geringere Güte auf als ein Stahl, der eine Ferrit-Perlit-Mikrostruktur besitzt. Um die Einsatzmöglichkeit von vorverfestigtem Stahl bei der Herstellung von funktionalen Maschinenteilen zu vergrößern, ist es deshalb wünschenswert und tatsächlich notwendig, die Zähigkeit des Stahles bei vorgegebener Festigkeit zu steigern, ohne dafür die Güte der Schnittbearbeitungsfähigkeit zu opfern.

Der vorliegenden Erfindung liegt deshalb die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangs genannten Art zur Verfügung zu stellen, mit welchem bei Stahl eine gute Festigkeit und Zähigkeit in Verbindung mit einem hohen Maß an Schnittbearbeitbarkeit gewährleistet ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Kohlenstoffstahl oder der niedrig legierte Stahl teilweise in Austenit übergeführt wird, um eine Ferrit-Austenitmischung zu erzielen, der teilweise austenitisierte Stahl bis auf eine

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mittlere, oberhalb der M -Temperatur für den Stahl gelegene Temperatur abgeschreckt wird und zwar mit einer genügend hohen Abschreckgeschwindigkeit, um eine Umwandlung des Austenits in Ferrit und Perlit zu vermeiden und, daß der abgekühlte Stahl bei einer Temperatur bearbeitet wird, die von der Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur reichen kann, bei welcher Bainit existieren kann, wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird, die sich gut maschinell bearbeiten läßt und eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird ein Stahl hergestellt, der gute Vierte bei der Festigkeit, Zähigkeit und Schnittbearbeitbarkeit zeigt. Diese Werte liegen merklich über denjenigen eines Stahls mit einer Perlit-Ferrit-Mikrostruktur.

Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindungen sind in den Unteransprüchen angegeben.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen beschrieben. Es zeigt:

Fig. 1 eine Mikrophotographie einer Ferrit-Perlit-Mikrostruktur eines warmgewalzten AISI/SAE Grade 1144 Stahles;

Fig. 2 einen Ausschnitt des Zustandsdiagramms des Eisen-Kohlenstoff-Legierungssystems ;

Fig. 3 eine graphische Darstellung,bei welcher die Temperatur über der Heizzeit dargestellt ist;

Fig. 4 ein schematisches Diagramm vier verschiedeier, erfindungsgemäßer Verfahrenstechniken;

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Fig. 5 eine teilweise schematische Abbildung einer Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens;

Fig. 6 einen Querschnitt durch die in Fig. 5 gezeigte Vorrichtung gemäß der Linie 6-6;

Fig. 7 eine graphische Darstellung, bei der das Teilchenwachsen über den bei einem Schnittbearbeitungstest produzierten Teilchen aufgetragen ist;

Fig. 8 eine Mikrophotographie einer Ferrit-Bainit-Mikrostruktur eines Grade 1144 - Stahles, der gemäß der Erfindung hergestellt wurde, und

Fig. 9 ein die Erfindung darstellendes Zeit-Temperatur-Diagramm für Stähle mit niedrigem und höheren Kohlenstoffgehalt;

Der Kernpunkt der vorliegenden Erfindung liegt in der Tatsache, daß bei hypoeutektoiden Kohlenstoffstählen und niedriglegierten Stählen gute Festigkeitswerte zusammen mit guten Werten für die Zähigkeit und die Schnittbearbeitbarkeit erreichbar sind, sofern das Stahlwerkstück schnell auf eine Temperatur über seine kritische Temperatur erhitzt wird und hierbei sorgfältig kontrolliert wird, um eine Ferrit-Austenit-Phasenmischung zu erzielen. Anschließend wird das Stahlwerkstück auf eine mittlere Temperatur abgeschreckt, um so eine metastabile Austenitmischung zu erzielen. In einem nachfolgenden Schritt wird bei einer Temperatur, die von der Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur reichen kann, wo Bainit existieren kann, bearbeitet und dann langsam abgekühlt. Die Ferrit-Austenit-Mischung wird als Folge davon in eine Ferrit-Bainit-Mischung umgewandelt, die sich gut schnittbearbeiten läßt und gute Zähigkeit- und Festigkeitswerte

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aufweist. Es wurde herausgefunden, daß untereutektische Kohlenstoff stähle und niedriglegierte Stähle, mit denen in dieser Weise verfahren wurde, eine thermo-mechanisch bearbeitete Ferrit-Bainit-Mikrostruktur aufweisen. Das auf diese Weise hergestellte, von einem vorgegebenen Stahl erzeugte Werkstück besitzt eine höhere Festigkeit, Zähigkeit und bessere Schnittbearbeitbarkeit als auf andere Weise erzeugte Werkstücke des gleichen Stahls über einen üblichen Bereich von Querschnittsgrößen.

Das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist anwendbar für die Behandlung von untereutektischen Stählen, die einen Kohlenstoffgehalt bis zu 0,7 Gew.-% und vorzugsweise zwischen 0,1 bis 0,7 Gew.-% aufweisen. Solche Stähle können relativ geringe Mengen von herkömmlichen Legierungselementen, wie z. B. Chrom, Molybdän, Nickel und Mangan beinhalten. Gemeinhin werden Stähle mit weniger als 5 Gew.-96 Legierungsbestandteilen als "niedriglegierte Stähle" bezeichnet. Derartige Stähle besitzen, sofern sie bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendet werden, eine Mikrostruktur, die mindestens 10 Vol.-% Ferrit aufweist, wobei der Rest im Hinblick auf die MikroStruktur unbeachtet bleiben kann. Derartige Kohlenstoffstähle und niedriglegierte Stähle besitzen üblicherweise in der von den Stahlhütten gelieferten, warmgewalzten Form eine eine Mischung von Ferrit und Perlit aufweisende Mikrostruktur, wie sie 500-fach vergrößert in Fig. 1 gezeigt ist. Bei Stählen, die einen größeren Anteil von Legierungsbestandteilen als oben angegeben besitzen, kann ein Teil oder das ganze Perlit durch Bainit ersetzt sein.

In Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung wird das aus Kohlenstoffstahl oder niedriglegiertem Stahl bestehende Werkstück, das mindestens 10 % Ferrit in seiner MikroStruktur aufweist, rasch und gleichmäßig auf eine Temperatur erhitzt, die über der kritischen Temperatur liegt, die bekanntlich diejenige Temperatur ist, bei welcher die Umwandlung der Hicht-Ferrit-

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Phase zu der Hochtemperaturphase - Austenit - beginnt. Das schnelle Erhitzen wird unter strenger Kontrolle des Zeit-Temperatur-Zyklus ausgeführt, um die Nicht-Ferritkomponente der Mikrostruktur in Austenit umzuwandeln, um aber gleichzeitig die Ferritkomponente der Mikrostruktur im wesentlichen beizubehalten.

Die Bedeutung der sorgfältigen Kontrolle der Zeit-Temperatur-Bedingungen während des schnellen Erhitzens kann am besten durch Bezugnahme auf Fig. 2 dargestellt werden. Das darin gezeigte Diagramm zeigt die Phasen, die in einem Eisen-Kohlenstoff-System beim thermodynamischen Gleichgewicht über einen gewissen Bereich des Kohlenstoffgehaltes und einem Temperaturbereich aufzufinden sind. An der Ordinate ist die Temperatur in Grad Celsius und an der Abszisse der Kohlenstoffgehalt in Volumen-Prozent angegeben. Die in vertikaler Richtung gestrichelte Linie bei 0,4 Vol.-% Kohlenstoff läßt beispielsweise die Phasen erkennen, die bei einem Stahl auftreten, der 0,4 Vol.-% Kohlenstoff bei einem Temperaturgleichgewicht besitzt, das von Raumtemperatur bis ungefähr 93O°C reicht. Fig. 2 kann entnommen werden, daß langsames Erhitzen die Umwandlung der unterhalb der kritischen Temperaturlinie A^. stabilen Ferrit-Zementit-Phasenmischung verursacht und die Bildung von Austenit durch einen Vorgang der Kernbildung und des Wachsens der neuen Austenit-Phase beginnen läßt. Wird weiterhin langsam erhitzt, so steigt der Anteil des Austenits, bis er bei der Linie A, einen 100-% Anteil erreicht. Oberhalb der Temperaturlinie A, kann für keinen vorgegebenen Kohlenstoffanteil Ferrit existieren. Bei der herkömmlichen Art der Umwandlung in Austenit wird der Stahl auf eine Temperatur oberhalb der A, - Temperatur erhitzt. Anschließend erlaubt man dem Austenit sich zu homogenisieren, in dem man den Stahl über eine längere Zeit auf dieser Temperatur hält und zwar gewöhnlicherweise für eine oder mehrere Stunden. Bei dem herkömmlichen Austenitisieren werden Stapel- oder Durchlaufofen, in denen eine große Anzahl von Werkstücken gleichzeitig erhitzt werden können,

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üblicherweise benutzt und die Genauigkeit bei der Kontrolle der Temperatur und deren gleichmäßige Ausbreitung innerhalb der Stahlwerkstücke während des Erhitzungsprozesses ist relativ gering.

Die Kontrolle des Austenitisierungsschrittes zur Herstellung eines Stahles mit einer aus einer Mischung von Ferrit und Austenit bestehenden Mikrostruktur ist extrem schwierig. Es ist vielleicht sogar unmöglich, und praktisch und wirtschaftlich nicht vollziehbar, dies in einem herkömmlichen Ofen zu erreichen, wo eine ganze Anzahl von Werkstücken in den innerkritischen Temperaturbereich zwischen der Temperaturlinie A^ und der Temperaturlinie A₇, erhitzt wird und anschließend die Temperatur auf diesem Niveau für eine längere Zeit gehalten wird. Der Grund hierfür ist in der Tatsache zu sehen, daß die Temperaturkontrolle über den Querschnitt der Stahlwerkstücke schwierig zu beherrschen ist. Dazu kommt noch, daß die Lokalisierung der Phasengrenzen von Fig. 2 beträchtlich mit der Konzentration der Legierungsbestandteile und der im Stahl vorhandenen Verunreinigungen variieren.

Die Folge ist, daß die Kombination von Temperaturen und den oben angegebenen chemischen Variationen zu einem nicht annehmbaren weiten Bereich von Ferrit -Bestandteilen führt und folglich sich ein nicht akzeptabler großer Bereich von mechanischen Eigenschaften und Schnittbearbeitungscharakteristiken für das in einem herkömmlichen Ofen hergestellte Werkstück einstellt.

Bei der vorliegenden Erfindung wird die Bildung von Austenit bei einem Punkt unterbrochen, wo zumindest ein Teil des Ferrits quer durch das erhitzte Werkstück hindurch erhalten bleibt. Die teilweise Austenitisierung schafft eine Mischung von Ferrit und Austenit mit einer Mikrostruktur, die mindestens 10 % Ferrit und vorzugsweise 10 bis 30 % Ferrit besitzt.

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Bei einer bervorzugten Ausbildung der Erfindung wird jedes einzelne Werkstück separat erhitzt. Der Austenitisierungs-Prozeß kann dann für jedes einzelne Werkstück präzise am gleichen Funkt unterbrochen werden, ungeachtet der Variationen der verschiedenen Werkstücke im Hinblick auf den Kohlenstoffgehalt, die Legierungsbestandteile und vorhandenen Verunreinigungen. Jedes einzelne Werkstück ist rasch erhitzt durch eine direkte elektrische Widerstandsheizung oder durch eine elektrische Induktionsheizung. Vorzugsweise wird die Temperatur innerhalb der Werkstücke mit einer geeigneten Fühleinrichtung überwacht. Die Schnelligkeit des Heizprozesses bei gleichzeitiger wirtschaftlicher Behandlung von großen Mengen von Werkstücken hat zur Folge, daß die A_x.-Temperatur auf eine höhere Temperatur gerückt werden muß. Dies wiederum zieht eine rapide Beschleunigung der Austenit-Umwandlung nach sich, sofern sie einmal eingesetzt hat.

Sie vorteilhafteste Methode für die schnelle Erhitzung und die teilweise Austenitisierung des Stahlwerkstückes und die Bildung einer Ferrit-Austenit-Phasenmischung ist die Widerstandsheizung. Diese Technik ist im Detail in dem U.S.-Patent 3 908 4-31 beschrieben, auf dessen Offenbarung speziell Bezug genommen wird. Bei dieser Technik wird elektrischer Strom durch ein Stahlwerkstück geschickt, wodurch der elektrische Widerstand des Werkstückes gegenüber dem Stromfluß eine rasche Erhitzung über den gesamten Querschnitt des Werkstückes hervorruft.

Bei der oben angegebenen Erhitzungstechnik wird das Werkstück vorzugsweise mit einer Stromquelle verbunden, wobei die Verbindungen jeweils an den Enden des Werkstückes hergestellt werden, so daß der Strom vollständig durch das Werkstück hindurchfließt. Da άέτ Strom gleichmäßig das Werkstück durchzieht, erhöht sich die Temperatur innerhalb des gewöhnlich in der Form eines Riegels oder einer Stange ausgebildeten Werkstückes gleichmäßig in axÄaler und radialer Richtung. Auf diese

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Weise wird das Innere und das Äußere des Werkstückes gleichzeitig ohne thermische Schwachstellen erhitzt. Im Gegensatz hierzu wird bei einem konventionellen Ofen das Äußere der Riegel sehr viel schneller erhitzt als das Innere. Dies hat zur Folge, daß der Stahl an der Außenseite vollständig in Austenit übergeführt wird, während das Innere vielleicht noch gar keine Umwandlung in Austenit erfahren hat.

Das direkte elektrische Widerstandserhitzen hat noch den weiteren Vorteil, die Produktivität zu steigern, da der Heizschritt in einer Zeit vollzogen werden kann, die von einer Sekunde bis zu 10 Minuten reichen kann.

Die Kontrolle der Werkstückerhitzung kann innerhalb naher Grenzen dadurch ausgeübt werden, daß von dem bekannten endothermischen Charakter der Austenitumwandlung Gebrauch gemacht wird. Bei Beginn der Austenitumwandlung bleibt die Temperatur des Werkstückes konstant oder nimmt sogar für einige wenige Sekunden oder mehrere Minuten ab, je nach dem welche Erhitzungsgeschwindigkeit gewählt wurde.

Eine typische Heizkurve für den Austenitisierungsschritt gemäß der Erfindung ist in Fig. 3 gezeigt. Das oben angegebene Temperatur-Verharrungs-Konzept ist vorzugsweise dazu benutzt, um den richtigen Zeitpunkt zu bestimmen, bei welchem der teilweise Austenitisierungsprozeß durch Abschalten des Heizungssystems abgestoppt werden soll. Es wurde herausgefunden, daß die erwünschte MikroStruktur mit Bestimmtheit dadurch erreicht werden kann, daß die Temperatur konstant gehalten wird, nachdem die Temperatur-Fühleinrichtung (die z.B. ein Proportional-Temperatur-Überwachungsgerät sein kann) am Werkstück angezeigt hat, daß der Temperaturanstieg aufgehört hat. Die entsprechende Kontrolleinrichtung ist vorzugsweise so eingestellt, daß sie das Werkstück bei der gewünschten Temperatur (bei T,. in Fig. 3)» für eine gewisse, gewöhnlich 90 Sekunden lange Zeit (A von Fig. 3) hält, ehe sie das Heizungssystem insgesamt abschaltet.

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Auf diese Weise wird verhindert, daß die Temperatur des Stahlwerkstückes die vorbestimmte Temperatur T^. übersteigt. T,. ist dabei eine Temperatur zwischen den A.-und A, - Phasengrenzen.

Bei einer anderen bevorzugten Weiterbildung der Erfindung kann die Umwandlungskontrolle dadurch innerhalb genau definierter Grenzen erreicht werden, daß man die Temperatur um ein vorbestimmtes Maß Δ T über den Verharrungspunkt T^ steigen läßt. Nachdem die Temperatur um den Betrag ΔT gestiegen ist, wird der Strom bei einer Temperatur Tp abgeschaltet. Dies geschieht innerhalb einer Zeit B, nachdem das Stahlwerkstück die Verharrungstemperatur T^ erreicht hat. Die zuletzt genannte Weiterbildung der Erfindung ist ebenfalls in Fig. 3 der Zeichnung dargestellt. Das Maß für Δ Τ hängt in einem gewissen Umfang vom Kohlenstoffgehalt des Stahles und von der Erhitzungsgeschwindigkeit ab. Für mittlere Kohlenstoffstähle werden gute Resultate erzielt, sofern ΔΤ in dem Bereich von 2,5 ois 33°C liegt.

Die teilweise Austenitisierung des Stahlwerkstückes zur Gewinnung einer Ferrite und Austenit-Mischung ist eines derjenigen Merkmale, die die Erfindung gegenüber dem vergleichbaren Stand der Technik abhebt. Die U.S.-Patentschriften 3 340 102, 3 444 008, 3 240 634 und 3 806 378 lehren alle den Schritt des austenitisierten Stahles und der anschließenden Bearbeitung des Austenits entweder vor oder nach der Umwandlung zu Bainit. Bei keinem dieser bekannten Verfahren wird aber das Stahlwerkstück einer teilweisen Austenitisierung unterzogen, da bei all diesen Verfahren das Stahlwerkstück vollständig in Austenit übergeführt wird, so daß nach Vollzug des Austenitisierungsschrittes kein Ferrit mehr übrigbleibt. Ohne die vorliegende Erfindung auf die Theorie beschränken zu wollen, wird vermutet, daß das in dem erfindungsgemäß behandelten Stahlwerkstück

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vorhandene Ferrit einer derjenigen Paktoren darstellt, die die verbesserte Schnittbearbeitbarkeit und die Zähigkeit begründen.

Nachdem das Stahlwerkstück teilweise austenitisiert wurde, um eine Mischung von Ferrit und Austenit zu bilden, und der Strom des Heizungssystems abgeschaltet wurde, wird das Werkstück gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren schnell abgeschreckt. Dies geschieht durch Eintauchen in ein geeignetes Kühlmedium für eine vorbestimmte Zeit, um damit das Werkstück über den ganzen Querschnitt mit einer genügend großen Geschwindigkeit abzukühlen, die ausreicht, um die Umwandlung des Austenits in Ferrit oder Perlit zu vermeiden. Gleichzeitig wird aber das Kühlen des Werkstückes unterbrochen, ehe die Temperatur der äußeren Abschnitte oder Zonen des Werkstückes, die wegen ihrer größeren Nähe zu der Oberfläche schneller abkühlen, unter eine Temperatur zu fallen droht, wo sich Martensit auszubilden beginnt. Diese Temperatur wird gewöhnlich als die M -Temperatur bezeichnet und liegt im allgemeinen zwischen 200 und 320 C für einen mittleren Kohlenstoffstahl oder niedriglegierten Stahl. Es ist ein wichtiger Gedanke der Erfindung, die Bildung von Martensit in der MikroStruktur zu minimieren, da das Auftreten von mehr als einer kleinen Menge (z.B. ungefähr 5 Vol.-%) die Schnittbearbeitbarkeit negativ beeinflußt.

Stahlfachleute werden erkennen, daß der Schritt der teilweisen Austenitisierung und des Abschreckens bei der Erfindung wichtige, miteinander in Verbindung stehende Variable darstellen. Wenn das Werkstück teilweise in Austenit übergeführt wird, konzentriert sich der Kohlenstoffanteil des Werkstückes in der Austenit-Phase, da der maximale Kohlenstoffanteil von Ferrit bei 0,02 Gew.-% liegt. Da der Kohlenstoff ein hochwirksames Härtung se lement ist, bringt die teilweise Austenitisierung mit dem Ziel der Bildung einer Mischung aus Ferrit und Austenit

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und die nachfolgende Abschreckung zum Verhindern der Bildung von Ferrit und Perlit eine bedeutsame Steigerung der Härte mit sich, ohne daß gleichzeitig die Notv/endigkeit gegeben wäre, große Mengen von Legierungsbestandteil» für den alleinigen Zweck der Steigerung der Härte zu benutzen. Das erfindungsgemäße Verfahren bewirkt deshalb bedeutsame wirtschaftliche Vorteile, da ein großer Teil der Stahlkosten von den Kosten herrührt, die für die Verbesserung der Härte verwendeten Legierungsbestandteile verursachen. Darüberhinaus ist die maximale Querschnittsgröße eines vorgegebenen Stahles, der bei einer ausreichenden Geschwindigkeit gekühlt werden kann, um Perlit zu vermeiden, größer als die maximale Querschnittsgröße des gleichen Stahles, der herkömmlichenAustenitisierungsverfahren unterzogen wird, wobei der Kohlenstoffgehalt des Austenits der gleiche ist wie der Durchschnittskohlenstoffgehaltes des Stahles.

Bei der Erfindung sollte der Abschreckungsschritt derjenige sein, bei dem die Austenit-Komponente des zum Teil in Austenit übergeführten Stahls metastabil gemacht wird. Der Auodruck "metastabiles Austenit" bezieht sich auf Austenit, das bei einer vorgegebenen Temperatur thermodynamisch unstabil ist, das aber einige Zeit braucht, ehe sich die !Instabilität durch einen Phasenwechsel manifestiert. Das während des Abschreckschrittes sich ausgebildete metastabile Austenit ist deshalb ein Stoff, der während des nachfolgenden Beerbe it ens- und/oder Kühl ens das Austenit in den notwendigen thermodynamischen Zustand für die Umwandlung in Bainit bringt. Die Kühlgeschwindigkeit sollte so gewählt werden, daß die Kühlkurve für das erfindungsgemäß behandelte Werkstück die Umwandlungskurven für Ferrit und Perlit so lange nicht schneidet, bis das Werkstück eine Temperatur erreicht, bei der das vorhandene Austenit in Bainit umgewandelt werden kann.

Dies kann am besten durch Bezugnahme auf die Fig. 9 erläutert werden, die ein Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Diagramm für

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sowohl niedrigere als auch höher härtbare Austenit-Stähle darstellt. Die Kurven E und F representieren zwei verschiedene Kühlgeschwindigkeiten für die Oberfläche bzw. für die Mitte eines Werkstückes, das gemäß der Erfindung behandelt wurde. Nach der teilweisen Austenitieierung durchqueren die Kühlkurven die Temperaturlinie A^., die bei Gleichgewichtsbedingungen die für die Umwandlung von Austenit in Ferrit und Perlit notwendige Temperatur darstellt. Die Kühlgeschwindigkeitskurven führen weiter, sie sollten aber jeden Schnittpunkt mit den beiden Kurven P ', die den Beginn der Umwandlung von Austenit zu Perlit anzeigen, vermeiden. Nachdem die Temperatur des Werkstückes ein Niveau erreicht hat, das unterhalb der Nase N der P₃'-Kurve liegt, d.h. eine Temperatur erreicht hat, bei welcher eine Umwandlung von Austenit zu Bainit geschehen kann, wird das Kühlen beendet und das Werkstück in später noch genau zu beschreibender Weise bearbeitet. Danach wird das Werkstück weiter abgekühlt, um die Umwandlung der Austenitphase zu Bainit zu beschleunigen und auszudehnen und die dann sich bildenden Bainit-Plättchen zu verfeinern. Es ist aber auch möglich, daß Werkstück auf Raumtemperatur abzukühlen und dann zu bearbeiten.

Das Zeit-Temperatur-Diagramm von Fig. 9 illustriert die wesentlichen Unterschiede in den durch die Erfindung erzielbaren Ergebnissen, wenn ein teilweise in Austenit übergeführtes Werkstück abgeschreckt wird, im Vergleich zu einem vollaustenitisierten Werkstück. Wie bereits eingangs dargelegt wurde, hat die erfindungsgemäße Forderung nach wenigstens 10 % Ferrit im Werkstück die Wirkung, daß sich der größte Teil des Kohlenstoffes in der Austenitphase konzentriert, während sich in der Ferritphase maximal 0,02 Gew.-% Kohlenstoff ergeben. Bei voll in Austenit übergeführten Werkstücken ist diese Kohlenstoffkonzentration nicht erreicht, d.h. der Kohlenstoff ist gleichmäßig über das Werkstück verteilt. Die entsprechende Umwandlung eines voll austenitisierten Werkstückes in Ferrit-Perlit wird

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durch die Kurven F und P illustriert. Die Kühlkurven E und F schneiden P , P_ und P^., was die Umwandlung von Austenit in

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Ferrit-Perlit zur Folge hat. Unter diesen Umständen kann sich kein Bainit bilden.

Die Auswahl der richtigen Kühlgeschwindigkeit hängt vom Kohlenstoff-Niveau und dem Legierungsgehalt des entsprechenden zu behandelnden Stahlwerkstückes ab. Im allgemeinen gilt die Regel, daß die maximal erzielbare Festigkeit mit dem Kohlenstoffgehalt des Stahles steigt. Für einen Stahl mit vorgegebenem Kohlenstoff- und Legierungsgehalt kann die Kühlgeschwindigkeit mit Hilfe von Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagrammen nach der Art der Fig. 9 bestimmt werden. Diagramme dieser Art sind für viele Kohlenstoff- und Legierungsstähle in der Literatur verfügbar. Das Abschrecken ist deshalb vorgesehen, um eine genügend große Kühlgeschv/indigkeit zu erzielen und um damit die Bildung von Ferrit-Perlit bis hinunter zu einer Temperatur zu verhindern, wo Bainit sich bilden kann. Diese Temperatur soll aber über der M -Temperatur liegen. Nachfolgend wird der Stahl einer Bear-

beitung unterzogen und weiter abgekühlt, um so die Umwandlung von Austenit zu Bainit zu beschleunigen und auszudehnen und die entstehenden Bainit-Plättchen zu verfeinern.

Die Wahl des Abschreckmediums, seine Temperatur und den Umwälzgrad und die Eintauchzeit des Werkstückes in das Abschreckmedium werden in Übereinstimmung mit bekannten Verfahren zur Haltung und zur Wärmeabfuhr getroffen. Diese Variablen hängen von der Güte des Stahles und der Querschnittsfläche des Werkstückes ab. Gemäß der Erfindung werden im allgemeinen bessere Abschreckmittel vorgezogen, also entweder Wasser oder Lösungen von organischen und/oder anorganischen Additiven in Wasser.

Gemäß der Erfindung ist es wünschenswert, das Werkstück schnell abzuschrecken, sofern es einmal für die teilweise Überführung

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in Austenit auf die gewünschte Temperatur erhitzt wurde. Hierzu können verschiedene Vorrichtungen "benutzt werden, obwohl herausgefunden wurde, daß speziell gute Resultate mit einer Vorrichtung erzielbar sind, die in den Fig. 5 und 6 dargestellt ist. Das gezeigte Stahlwerkstück 10 wird dabei von einer Vielzahl von Schwenkarmen 12 über dem Abschrecktank 14 gehalten, der das Abschreckmedium 16 beinhaltet. In der in Fig. 5 gezeigten hochgehobenen Stellung ist das Werkstück 10 in Berührung mit einem Paar von elektrischen Kontakten 18 und 20, um auf diese Weise elektrischen Strom durchschicken zu können und das Werkstück 10 durch direkte, elektrische Widerstandsheizung zu erhitzen.

In Fig. 6 ist vielleicht am klarsten dargestellt, daß der Arm 12 um einen Hebelpunkt 22 schwenkbar gelagert ist, der sich zwischen den beiden Enden des Armes 12 befindet. In der hochgehobenen Stellung wird das Werkstück durch einen Abschnitt 24-des Hebels unterstützt, der sich auf der einen Seite des Hebelpunktes 22 befindet. Nachdem das Werkstück 10 auf die gewünschte Temperatur erhitzt worden ist und bereit ist zum .Abschrecken, wird der Arm 12 so verschwenkt, daß der Abschnitt 26 auf der gegenüberliegenden Seite des Hebelpunktes 22 in das Abschreckmedium 16 eintaucht. Im Moment, wo der Arm 12 verschwenkt wird, rollt oder gleitet das Werkstück 10 über den Schwenkarm vom Abschnitt 24 zum Abschnitt 26 und wird hierdurch in das Abschreckmedium 16 eingetaucht. Um zu verhindern, daß das Werkstück 10 vom Schwenkarm 12 herunterfällt, besitzt dieser vorzugsweise Anschläge 28 und 30, die jeweils an den gegenüberliegenden Enden des Arms 12 angebracht sind. Wenn deshalb gewünscht wird, das Werkstück 10 aus dem Abschreckmedium zu entfernen, ist das Werkstück durch den Anschlag 30 in seiner Position auf dem Abschnitt 26 des Armes 12 gehalten, auch wenn der Arm in seine ursprüngliche Stellung zurückgeschwenkt wird, um das Werkstück aus dem Abschreckmedium 16 herauszuheben.

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Nach dem Abschrecken wird das Werkstück einem der vier Verfahrensschritte gemäß der Erfindung unterzogen.Zur leichteren Darstellung sind die erfindungsgemäßen Verfahrensfolgen in Fig. gezeigt, die eine schematische Aufzeichnung der Temperatur über der Zeit beinhaltet. In Übereinstimmung mit einer Ausführungsform der Erfindung, die in Fig. 4 mit dem Buchstaben A gekennzeichnet ist, wird das Werkstück nach dem Abschrecken bis auf Umgebungstemperatur luftgekühlt und dann mechanisch bearbeitet, um die mechanischen Eigenschaften des Werkstückes zu verbessern. Für das mechanische Bearbeiten können verschiedene Vorgänge benutzt werden, einschließlich !Salzen, Ziehen, Extrudieren, Schmieden, Stauchen, Tiefziehen oder Drehen. Im allgemeinen wird die Bearbeitung durch Extrudieren und Ziehen vorgenommen, um die erwünschten Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Hierfür können typische Extrusions- und Ziehwerkzeuge verwendet werden, wie sie in der Technik bekannt sind. Ein bevorzugtes Ziehwerkzeug ist in dem U.S.- Patent 3 157 27^ beschrieben, dessen Offenbarung hiermit zu einem Bestandteil der vorliegenden Beschreibung gemacht wird. Bei dem eben angegebenen Ausführungsbeispiel der Erfindung ist es vorteilhaft, daß der Wärmebehandlungsschritt vom Bearbeitungsschritt getrennt ist, wodurch sich bei der Arbeitseinteilung innerhalb der Fabrik hohe Produktivitätserfolge erzielen lassen. Die Bearbeitung des Werkstückes kann zu jeder Zeit ausgeführt werden, und ist nicht von der Geschwindigkeit abhängig, mit der die teilweise austenitisierten und abgeschreckten Werkstücke angeliefert werden. Andererseits hat die eben angegebene Bearbeitungsfolge den Nachteil, daß lediglich Stahlwerkstücke hergestellt werden können, die nur im bescheidenen Umfang verbesserte, mechanische Eigenschaften aufweisen.

Eine Variation des vorstehend angegebenen Ausführungsbeispieles ist mit B in Fig. 4 bezeichnet. Sie beinhaltet die Wiedererhitzung des Werkstückes nach der Luftkühlung auf eine Temperatur, die über der Umgebungstemperatur liegt, die aber

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niedriger ist als die kritische Temperatur. Nachfolgend wird der Stahl bei einer erhöhten Temperatur in der obenbeschriebenen Weise bearbeitet und durch Luftkühlung wieder auf Umgebungstemperatur gebracht.

Zwei andere Varianten, nämlich die Verfahrensfolgen C und D können ebenfalls ausgeführt werden. Bei diesen Verfahren wird das Werkstück nach dem Abschrecken und dem Anhalteschritt zum Ausgleichen der Temperatur über den gesamten Querschnitt des Werkstückes entweder wieder erhitzt bis auf eine Bearbeitungstemperatur, die über der Ausgleichstemperatur (Verfahrensfolge D) liegt, oder auf eine Temperatur unterhalb der Ausgleichstemperatur abgekühlt wird (Verfahrensfolge C). Die Ausgleichstemperatur liegt in den meisten Fällen zwischen 320 und 600 ⁰C. Danach wird dann das Werkstück in Übereinstimmung mit einer oder mehreren vorstehend genannten Techniken mechanisch bearbeitet. Man hat herausgefunden, daß, wenn man das Werkstück bearbeitet, nachdem es auf die Temperatur des Verfahrens C abgekühlt hat, das Maß der Verfestigung deutlich größer ist bei Temperaturen in der Größenordnung von 320⁰C als bei Raumtemperatur. Das eben erwähnte Verfahren hat den Vorteil, daß sich eine verbesserte Dehnbarkeit oder Zähigkeit einstellt. Ohne die Erfindung auf die Theorie beschränken zu wollen, wird vermutet, daß die Bearbeitung in einem höheren Temperaturbereich und die gleichzeitig stattfindende unvollständige und langsame Umwandlung von Austenit in Bainit diese Umwandlung zu einem höheren Grad der Vollendung führt, als dies bei der Umwandlung ohne des Bearbeitungsschrittes im Falle des Verfahrens B erreicht werden kann. Um bei dem Werkstück eine beachtliche Festigkeitssteigerung zu erzielen, ist lediglich eine Bearbeitung in geringem Umfange notwendig. Wird z.B. ein Riegel durch ein Reduzierwerkzeug gezogen, so bewirkt eine so geringfügige Flächenverringerung von 10 % eine bedeutsame Festigkeitssteigerung. Höhere Reduzierungen in der Querschnittsfläche erzeugen noch größere Festigkeitssteigerungen, ohne daß hiermit die Dehnbarkeit

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oder Zähigkeit über das normale Haß hinaus schädlich beeinflußt würden.

Es ist ein bedeutsamer Aspekt der vorliegenden Erfindung, daß das Stahlwerkstück einer Bearbeitung unterzogen wird, nachdem es bis auf eine Temperatur abgeschreckt wurde, bei welcher die Umwandlung von Austenit des teilweise austenitisiertes Werkstückes zu Bainit geschehen kann. Wie es eingangs bereits ausgedrückt wurde, dient die Bearbeitung bei diesem Abschnitt des Verfahrens dazu, die Umwandlung von Austenit zu Bainit zu beschleunigen und auszudehnen, die sich ansonsten eher schleppend vollzieht. Die in diesem Stadium vorgenommene Bearbeitung dient auch dazu, um die Bainit-Plättchen zu verfeinern und das im Werkstück vorhandene Ferrit zu verfestigen. Ohne die Erfindung auf die Theorie beschränken zu wollen, glaubt man, daß die Kombination aus Ferrit und Bainit in dem erfindungsgemäß behandelten Werkstück im Hinblick auf die Schnittbearbeitbarkeit, Festigkeit und Zähigkeit Charakteristiken hervorbringt, die denjenigen der Ferrit-oder Bainit-Komponentenphase überlegen sind. Das Ferrit dient zum Teil dazu, die Schnittbearbeitbarkeit und die Zähigkeit zu verbessern, während das Bainit teilweise zu einer Verbesserung der Zähigkeit und Festigkeit beiträgt. Die Verbindung von Schnittbearbeitbarkeit, Zähigkeit und Festigkeit kann bei dem Stand der Technik nicht erzielt werden, bei dem der Stahl sich aus einer Ferrit und Perlit-Fhase zusammensetzt, oder voll aus einer bainitischen oder martensitischen Phase besteht. Es ist beispielsweise aus dem U.S.-Patent 3 423 252 bekannt, den Stahl teilweise zu austenitisieren, um eine Ferrit-Austenit-Mischung zu erzielen und dann den Stahl zu bearbeiten, während das Zwei-Phasen-System immer noch existiert. Dieses Verfahren macht es notwendig, daß der Stahl bearbeitet wird, während er in seiner teilweise austenitisierten Form vorliegt. Diese Bearbeitung erfolgt in einem engen Temperaturbereich oberhalb der A,- -Temperatur. Anschließend wird gekühlt, um das Austenit in Bainit umzuwandeln.

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Dieses Verfahren erfordert mindestens eine Verformung von 25 %, also eine Bearbeitung, die weit über der bei der Erfindung notwendigen Bearbeitung liegt. Eine Bearbeitung mit einem so starken Verformungsgrad und bei solch hohen Temperaturen, wie in dem Patent "beschrieben, macht das Gesamtverfahren wirtschaftlich unöttraktiv, da im wesentlichen diejenigen Bearbeitungsmethoden ausscheiden, die schnell ausgeführt werden können. So ist z.B. das Ziehen bei dieser Temperatur nur sehr schwer zu bewerkstelligen, wenn nicht gar unmöglich, da für solche Arbeitsbedingungen derzeit keine Schmiermittel zur Verfügung stehen.

Bei einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der Erfindung besitzt das Werkstück einen sich wiederholenden Querschnitt, wie dies z.B. bei einem Riegel oder bei einer Stange der Fall ist, obwohl die Erfindung nicht auf derartig ausgebildete Werkstücke beschränkt ist. Bevorzugte Stähle dieser Art sind der Stahl AISI/SAE Grade 1144 und Grade 1541. Die Erfindung ist jedoch auch auf andere mittlere Kohlenstoffstähle und niedriglegierte Stähle anwendbar und kann auch für die Behandlung von Werkstücken mit nicht gleichförmigen Querschnittsformen Verwendung finden, so z.B. bei einem Rohling für ein Maschinenteil. Auf jeden Fall schafft das erfindungsgemäße Verfahren ein halbfertig bearbeitetes Teil, das vortreffliche mechanische Eigenschaften aufweist, und daß einer Bearbeitung unterzogen werden kann, um das Endprodukt herzustellen.

Bei einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist es möglich und manchmal auch wünschenswert, das Werkstück nach dem letzten bis auf Umgebungstemperatur führenden Kühlungsschritt einem Entspannungsschritt zu unterziehen. Derartige Entspannungsschritte sind bekannt und z.B. in dem U.S.-Patent 3 9O8 431 beschrieben. Es ist auch möglich und oft erwünscht, das Werkstück vor dem Entspannen auszurichten. Bei dieser Technik kann, wie es allgemein bekannt ist, eine herkömmliche

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Ausrichtvorrichtung verwendet werden, bei welcher das Werkstück durch Biegen ausgerichtet wird, und zwar in abnehmenden Verformungsgraden.

Der Unterschied in der Makrostruktur eines erfindungsgemäßen Stahls, verglichen mit dem seiner herkömmlichen Vorgänger, die eine Perlit-Ferrit-Mikrostruktur aufweisen, kann bei einer Betrachtung der Fig. 1 und 8 deutlich erkannt werden. In Fig. 1 ist eine Mikrophotographie einer Perlit-Ferrit-Mikrostruktur mit 500-facher Vergrößerung gezeigt. Es ist leicht zu erkennen, daß das hellgefärbte, die MikroStruktur durchziehende Netzwerk Ferrit ist, während die dunkleren Flächen von Perlit gebildet sind. In Fig. 8 ist der erfindungsgemäße Stahl gezeigt, der sich aus Ferrit und Bainit zusammensetzt. Bainit bildet eine speziell feine MikroStruktur um die Ferrit-Körner, die sich über die ganze MikroStruktur erstrecken.

Nachdem nunmehr die Grundidee der Erfindung erläutert wurde, werden nachfolgend Ausführungsbeispiele beschrieben, die aber die Erfindung lediglich illustrieren und nicht begrenzen sollen.

BEISPIEL 1

12 Stangen des Stahls AISI/SAE Grade 1144 (2,7 cm im Durchmesser) wurden untersucht. Dabei wurden die in der folgenden Tabelle zusammengestellten Elemente gefunden:

TABELLE I Element Gew. %

Kohlenstoff 0.46

Mangan 1.65

Phosphor 0.013

Schwefel 0.278

Silizium O.31

Chrom < 0.05

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TABELLE I (Fortsetzung)

Element Gew. %

Nickel < 0.05

Molybdän < 0.05

Kupfer . < 0.05

Stickstoff 0.0071

Aluminium < 0.005

Eisen Rest

Diese Stangen wurden entzundert,mit Kalk überzogen und zugespitzt. Danach wurde jede Stange individuell durch direkte elektrische Widerstandsheizung unter Verwendung des in Fig. 5 gezeigten Apparates solange erhitzt, bis der Temperatur-Zeit-Indikator bei konstanter Stromzufuhr abgeregelt wurde, wie dies in Fig. 3 bei einer Temperatur von 760° C gezeigt ist. Diese Temperatur wurde dann konstant für 90 Sekunden aufrechterhalten, wobei eine automatische Proportional-Kontroll-Einrichtung benutzt wurde. Danach wurde jede Stange mit Hilfe der Schwenkarme in ein bewegtes Wasser zum Abschrecken eingeführt, in dem sie für 6 Sekunden eingetaucht blieb und danach wieder herausgeholt wurde. Die Oberflächentemperatur nach Auftauchen aus dem Abschreckbad war dann niedriger als 34-O⁰C, so daß die Stange wieder auf 34-O⁰C erhitzt wurde. Die Stange wurde daraufhin durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Durchmesserreduzierung von Λ2% zu erreichen. Sie wurde anschließend durch Luftkühlung auf Raumtemperatur gebracht und ausgerichtet. Die durchschnittlichen mechanischen Eigenschaften der 12 Stangen vor und nach dem Ausrichten sind in der nachfolgenden Tabelle II angegeben.

- 23 708885/1013

	- 23 - 33	36	2734	129
	TABELLE II	120,97
	Stahl Grade 1144, teil weise in Austenit überge führt, zeitlich begrenzt abgeschreckt und warmge zogen bei 3400C vor dem nach dem Ausrichten Ausrichten	112,75	Typ. Werte für Grade 1144-Stahl, der warmge walzt U. warmgezogen wurde	Typ. V/er te für Grade 4142-Stahl der warmge· walzt u. warmgezoge; wurde
Härte, Rc	37	9,2	32	34
Zugfestigkeit kp/mm	120,48	33,5	105,59	113,112
Elastizitäten grenze kp/mm	115Λ3	—	98,63	105,73
Dehnung in %	8,8	7,4	11,7
Querschnitts verringerung in %	32,8	21,5	41,1
Charpysehe Stoßenergie bei Räumtemp. in Joule	65,76	6,78	10,84

Die Tabelle II zeigt die mechanischen Eigenschaften der zwei im Handel erhältlichen Stähle auf, von denen der eine von dem gleichen Qualitätsstahl hergestellt ist und der andere durch Warmziehen von einem höher festen Legierungsqualitätsstahl abstammt. Die Zahlen zeigen deutlich die überlegene Kombination von Festigkeit und Zähigkeit auf, wobei die zuletzt genannte Eigenschaft durch die Charpysche Stoßenergie angegeben wird.

Die Schnittbearbeitbarkeit der 12 Stangen, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt worden sind, wurde mit einem Werkzeug- Lebens -Test gemessen und die Resultate mit denjenigen verglichen, die von einem standartisierten Handels-

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produkt herrühren, das ungefähr das gleiche Festigkeitsniveau aufweist wie ein warmgezogener AISI/SAE Grade 4-14-2 -Stahl.

Diese Tests haben bewiesen, daß die gemäß der Erfindung bear-

p beiteten Stangen eine um ungefähr 7 kp/mm höhere Zugfestigkeit aufweisen als diejenigen des 4-14-2-Stahls, wobei die Schnittbearbeitbarkeit von beiden Stählen einander sehr ähnlich war. Die erfindungsgemäß behandelten Stähle zeigten während eines 20-minütigen Werkzeug-Lebenstests eine Oberflächengeschwindigkeit von 56,4-2 m/Min., während der weichere 414-2-Stahl auf eine Oberflächengeschv/indigkeit von 53»37 m/Min, kam. Die Schnittbearbeitbarkeits-Tests demonstrieren also die unerwartete Kombination von hoher Festigkeit, Zähigkeit und Schnittbearbeitbarkeit bei Stählen, die gemäß der Erfindung behandelt wurden.

Die 12 gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stangen wurden ebenfalls daraufhin untersucht, um den Verdrehungsfaktor (Warp-Faktor) festzustellen, der ein auf die in den Stangen vorhandene Rest-Längs-Belastung bezogener Parameter ist, wie er gewöhnlich bei einem Spaltungstest gemessen wird. Der Verdrehungsfaktor sowohl für die unausgerichteten, als auch für die ausgerichteten Stangen betrug 0,042 bzw. 0,120. Diese Werte zeigen ein niedriges Niveau von Restbelastung. Zusammen mit dem nach dem Ausrichten gegebenen hohen Niveau der Elastizitätsgrenze gibt der Verdrehungsfaktor an, daß die beschriebene Schlußentspannungsbehandlung unnötig ist bei der Herstellung von Stählen mit überragenden mechanischen Eigenschaften.

BEISPIEL 2

Dieses Ausführungsbeispiel beschreibt die Behandlung einer Gruppe von Stahlstangen, die einen Durchmesser von ungefähr 2,7 cm haben und von zwei Schmelzen, nämlich der Schmelze A und der Schmelze B eines Grade 114Λ -Stahles abstammen. Diese Stangen haben die in der nachfolgenden Tabelle III aufgeführte Zusammenset zung.

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	- ?5 -
	35
	TABELLE III
Element	Schmelze A
Kohlenstoff	. 0.46
Mangan	1.65
Phosphor	0.013
Schwefel	0.278
Silizium	0.31
Nickel	< 0.05
Chrom	< 0.05
Molybdän	< 0.05
Kupfer	< 0.05
Aluminium	< o .005
Stickstoff	0.0071
Eisen	Best

Schmelze B

0.45 1.54 0.009 0.252 α 20 0.05 0.05 0.05 0.05 0.005

0.0096 Rest

Die Stangen der Schmelze A und B wurden entkrustet, mit Kalk überzogen, zugespitzt und dann durch direkte elektrische Wider standsheizung bis zu einem Funkt erhitzt, bei dem die Temperatur unter konstanten Strom abgeregelt wurde (748 bis 753°C). Die Stangen wurden auf.dieser Temperatur für 90 Sekunden gehalten und dann 4 Sekunden lang in einem bewegten Wasserbad abgeschreckt. Danach wurden die Stangen aus dem Bad entfernt, und es der Temperatur ermöglicht, sich über den gesamten Querschnitt der Stangen auszugleichen, anschließend wurde luftgekühlt bis auf 340⁰C. Bei dieser Temperatur wurden die Stangen durch ein Verformungswerkzeug gezogen, luftgekühlt, ausgerichtet, durch eine direkte elektrische Widerstandsheizung bei einer Temperatur von 509° C entspannt und dann gekühlt. Danach wurden die Stangen mit Hilfe einer Medart-Ausrichtvorrichtung ausgerichtet. Die durchschnittlichen mechanischen Eigenschaften der Stangen Jeder Schmelze sind in der nachfolgenden Tabelle IV angegeben.

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TABELLE	Härte, R	IV	Schmelze A	Schmelze B
	Zugfestigkeit,kp/mm	32,6	32
Elastizitätsgrenze, kp/mm	109,21	105,23
Dehnung, %	79,57	74,85
Querschnittsverringerung,%	11,8	12,2
Charpysche Stoßenergie bei Raumtemperatur in Joule	38,8	38,4
64,00	108,34

Die Stangen beider Schmelzen wurden dann in einem Produktions-Schnittbearbeitungstest in einer 1 in.RAN 6-Spindel Acme-Gridley-Schraubenmaschine benutzt. Diese Vorrichtung mißt das Teilchenwachsen als einer Funktion über die Anzahl der hergestellten Teilchen, um so die Werkzeugabnutzrate anzugeben.

Fig. 7 der Zeichnung zeigt die Werkzeugabnutzrate (in durchgezogener Linie)im Vergleich zu derjenigen des standardisierten Handelsproduktes, nämlich des warmgezogenen Grade 4142-Stahles, der die in der vorstehenden Tabelle II angegebenen mechanischen Eigenschaften besitzt. Wie der Fig.7 entnommen werden kann, ist die Werkzeugverschleißrate des erfindungsgemäß behandelten Grade 1144-Stahles vergleichbar zu der niedrigsten Werkzeugverschleißrate, die für den Grade 4142-Stahl gemessen wurde. Darüberhinaus zeigen diese Zahlen, daß das katrastophale Werkzeugversagen, das bei dem Grade 4142-Stahl gewöhnlich bei vorgegebener Geschwindigkeit und bei gegebenem Vorschub bei ungefähr 1200 produzierten Teilchen passiert, mit dem erfindungsgemäß behandelten Grade 1144-Stahl nicht erfolgt.

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BEISPIEL

Eine Gruppe von 12 Stangen des Grade 1144-Stahls mit einem Durchmesser von ungefähr 2,7 cm wurde analysiert und dabei ergab sich die folgende Zusammensetzung:

Kohlenstoff	0.42 %
Mangan	1.5 %
Phosphor	0.017%
Schwefel	0.23 %
Eisen und andere
Verunreinigungen	Rest

Die Stangen wurden entkrustet, mit Kalk beschichtet, zugespitzt und individuell durch direkte elektrische Widerstandsheizung bis auf eine Temperatur von 19° C über den Temperaturverharrungspunkt erhitzt. Danach wurden die Stangen für eine Zeit von 5»2 Sekunden in einem bewegten Wasserbad abgeschreckt, anschließend ausgeglichen, bei einer Temperatur von 34-0⁰C abgekühlt und dann durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Querschnittsflächenverringerung von 12 % zu erzielen. Die sich ergebenden Stangen wurden dann luftgekühlt, ausgerichtet und mit Hilfe der direkten elektrischen Widerstandsheizung bei ungefähr 420⁰C entspannt.

Diese Behandlung zeitigte Stangen mit einer Ferrit-Bainit-Mikrostruktur über den ganzen Querschnitt. Diese Stangen werden als Gruppe A bezeichnet.

Eine weitere Gruppe von 10 Stangen derselben Schmelze und mit dem gleichen Durchmesser wurde auf eine Temperatur von 90° über dem Temperaturverharrungspunkt erhitzt, um eine vollständige Austenitisierung zu erreichen. Die Stangen wurden dann 5»2 Sekunden lang in einem bewegten Wasserbad abgeschreckt, ausgeglichen, auf 340°C luftgekühlt und dann durch ein Verformungswerkseug gezogen, um eine Querschnittsflächenverringerung von 12 % zu erzielen. 7098 U 5 /1013

- 28 -

Anschließend wurden die Stangen ausgerichtet und bei 400⁰C mit einer Hilfe direkter elektrischer Widerstandsheizung entspannt.

Diese als Gruppe B (700) bezeichneten Stangen hatten eine vornehmlich bainitische Mikrostruktur, mit der Ausnahme, daß aufgrund der von der vollen Austenitisierung der Gruppe A herrührenden niedrigeren Härtbarkeit der Mittelbereich des Querschnitts der Stangen einen wesentlichen Anteil von Perlit aufwies.

Die mittleren mechanischen Eigenschaften der Gruppe A und der Gruppe B (700) Stangen sind in der nachfolgenden Tabelle V angegeben.

TABELLE V

Gruppe A Gruppe B (Erfindung) (700;

Zugfestigkeit,kp/mm² 116,90 117,96

Elastizitätsgrenze, 111,14 114,65 kp/mm

Dehnung, % " 7,7 8,7

Querschnitts- P₆ q „ _Q

verringerung, % ^c,? ;?;?,

Die Schnittbearbeitbarkeit der obengenannten Stangen wurde dann in einem Produktionstest unter Verwendung einer 1 in. RAN Acme-Gridley ö-Spindel-Automatik-Schraubenmaschine einem Vergleich unterzogen. Die Arbeitsgeschwindigkeit und der gewählte Vorschub waren die gleichen wie bei der Bearbeitung des oben angegebenen handelsüblichen Grade 4142-Stahls. Die Gruppe A -Stangen zeigten eine überragende Schnitt-

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- 29 -

- 29 -

bearbeitbarkeit, indem sie ein Teilchenwachsen (vom Werkzeugverschleiß) von nur 0,00635 cm nach der Produktion von 15OO Teilchen hatten. Im Gegensatz hierzu zeigte der Grade 4142-Stahl nach der Produktion von ungefähr 1200 Teilchen das katastrophale Werkzeugversagen. Darüberhinaus war es bei dem auch das Bohren einschließenden Schnittbearbeitungstest nicht notwendig, die für den erfindungsgemäß behandelten 1144-Stahl verwendeten Bohrer zu ersetzen. Bei der Bearbeitung des Grade 4142-Stahles ist es dagegen normal, wenigstens einen Bohrer zu ersetzen, ehe 1200 Teilchen produziert sind. Die Gruppe B (700) -Stangen, die durch vollständige Austenitisierung hergestellt wurden, wurden unter denselben Bedingungen getestet. Diese Stahlstangen verursachten jedoch ein solches Rattern, daß die Tests abgebrochen werden mußten. Es wurde daraus geschlossen, daß das sich ergebende Bearbeitungsverhalten aus der exzessiven Oberflächenhärte herrührt (R von 42 gegenüber R von 36 bei den

C C

Gruppe Α-Stangen). Die Gruppe B (7OO) -Stangen wurden daraufhin bei einer Temperatur von 515°C einer weiteren Entspannungsbehandlung unterzogen, um die Härte zu reduzieren. Anschließend wurden sie wieder ausgerichtet. Die sich dann ergebenden Festigkeitseigenschaften sind in der nachfolgenden Tabelle VI angegeben.

TABELLE VI

Gruppe B (950)

Zugfestigkeit, kp/mm² 110,160

Elastizitätsgrenze,

kp/mnT 101,51

Dehnung, % 11,9

Querschnittsverringerung, % 35 »9

70Θ885/ 1013 - 3° -

Die vorstehenden Zahlen zeigen, daß die Zugfestigkeit der Gruppe

B (95O) -Stangen ungefähr 7 kp/mm geringer ist als diejenige der Gruppe A -Stangen, die gemäß der Erfindung behandelt wurden.

Der Schraubenmaschinentest für die Beurteilung der Schnittbearbeitbarkeit wurde dann für die Gruppe B (950) -Stangen wiederholt. Man fand heraus, daß der Formwerkzeugverschleiß, gemessen am Teilchenwachsen, nicht deutlich größer war als derjenige der Gruppe Α-Stangen, daß aber sowohl bei den Bohrern als auch bei den Schneidwerkzeugen bei der Bearbeitung der Gruppe B (95O)-Stangen ein ganz außerordentlicher Verschleiß zu beobachten war. Die Zähigkeit der Stangen von Gruppe A und B (700) wurde mit Hilfe des Charpy-Stoßenergie-Tests über einen Temperaturbereich gemessen. Es stellte sich heraus, daß die Dehnbar-Spröde-Ubergangstemperatur der Stangen der Gruppe A und der Gruppe B (700) die gleiche war (ungefähr 25°C), das aber die Hauptstoßenergie (upper shelf energy) für die Stähle der Gruppe A größer war als für die Stähle der Gruppe B (700) und zwar ungefähr 54 Joule im Gegensatz zu y± Joule.

Die Tests beweisen deshalb, daß die Stangen der Gruppe A mit ihrer Ferrit-Bainit-Mikrostruktur in Bezug auf Schnittbearbeit barkeit und Zähigkeit bedeutend besser sind, als die bainitischen Stangen derselben Schmelze eines Grade 1144—Stahles.

BEISPIEL 4

Bei diesem Ausführungsbeispiel werden 4 kaltgezogene Stangen mit einem Durchmesser von 2,54 cm eines Grade 154-1 -Stahles verwendet. Sie haben die folgende chemische Analyse;

- 31 708885/1013

Kohlenstoff .41

Mangan 1.48

Schwefel 0.025

Eisen und andere

Verunreinigungen Rest

itangen wurden durch elektrische Widerstandserhitzung 990° C voll in Austenit übergeführt und dann in einem bewegten Wasserbad bis auf Umgebungstemperatur abgeschreckt, um eine martensitische Mikrostruktur zu bilden.

Die einzelnen Stangen wurden dann durch direkte elektrische Widerstandserhitzung auf Temperaturen von 420°, 480°, 520 und 600° C angelassen. Proben für die Zugfestigkeit und den Charpy-Stoßtest wurden von jeder Stange hergestellt und getestet, wobei die Resultate in der nachfolgenden Tabelle VII angegeben sind. Eine Reihe von Stangen desselben Stahles und dem gleichen Durchmesser wurden entkrustet, mit Kalk beschichtet, zugespitzt und teilweise austenitisiert, indem sie mit Hilfe einer direkten elektrischen Widerstandsheizung rasch bis zu einer Temperatur von 19 C über den Temperaturverharrungspunkt erhitzt wurden, um eine Ferrit-austenitische Mikrostruktur zu erzielen. Die Stangen wurden dann 5»2 Sekunden lang in einem ,bewegten Wasserbad abgeschreckt. Die Stangen wurden dann für ein paar Minuten in die Luft gehalten, um die Temperatur über den gesamten Querschnitt ausgleichen zu lassen.

Die einzelnen Stangen wurden dann erhitzt oder gekühlt zu einer Reihe von Temperaturen von 320°, 420° und 480° C, bei denen jede durch ein Verformungswerkzeug gezogen wurde, um eine Querschnittsflächenverringerung von ungefähr 12° zu erzielen. Danach wurden die Stangen luftgekühlt, um eine thermomechanisch bearbeitete Ferrit- Bainit-Mikrostruktur zu erreichen.

709885/1013 - 32 -

-ή-

Die durch das Formwerkzeug gezogenen Stangen wurden dann in kürzere Längen geschnitten und durch eine direkte elektrische Widerstandsheizung "bei Temperaturen von 420° , 445°, und 4-80° C entspannt. Proben für den Zugfestigkeits- und Charpy-Stoßtest wurden von jeder Stange bearbeitet und getestet, wobei die Resultate in der nun folgenden Tabelle VII angegeben sind.

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TABELLE VII

FEERIT - BAINIT

Abgeschreckt und angelassen

ver-	span.	Zug	Elast.	Dehn.	Quer-	Raum-	AnI.	Zug	Elast.	Quer-	Raum-
form.	temp.	fest, ρ	Grenze		schnitt-	temp.	temp.	fest. 2	Grenze	schnitt-	temp.
Werkz.	0C	kp/mm	kp/mm	%	verr.	Charp.	0C	kp/mm	kp/mm	Dehn. verr.	Charp.
Zieh-					(Fläche)	Stoß				(Fläche)	Stoß
temp.				%	energ.			% %	energ.
0C				Joule			Joule

S 340

⁰⁰ 340
cn

^ 420 ω 480

420 445 480 480

11 134,76 126,68 126,32 109,17 103,20 102,14 92,66

13,0 57,0

15,0 56,0

17,0 39,0

17,0 44,0

31,18 43,39 73,22 92,20

136,17 125,27 110,30 100,66

122,11

115,85 103,62

93,35

12,5 43,1

13,0 50,9

17,0 56,1

18,0 56,7

18.98 43,39 61,02 67,8

Wie der Tabelle VII entnommen werden kann, zeigen die Ferrit-Bainit-Stangen bei gleichem Zugfestigkeitsniveau eine höhere Elastizitätsgrenze, vergleichbare Dehnungswerte und etwas schlechtere Werte bei der Querschnittsverringerung, während sie gleiche oder größere Energiewerte beim Charpy-Test zeigen, natürlich immer verglichen mit den abgeschreckten und angelassenen martensitischen Mikrostrukturen.

Während der Bearbeitung der Zugfestigkeitsproben fand man heraus, daß die Ferrit-Bainit-Stangen mit einer guten Spanablösung bearbeitet werden konnten. Im Gegensatz hierzu entstand bei der Bearbeitung der angelassenen martensitischen Stangen ein solches Rattern, daß der Vorschub und die Arbeitsgeschwindigkeit drastisch reduziert und die eingesetzten Karbidwerkzeuge oft ausgewechselt werden mußten.

Die Zahlen zeigen deshalb, daß die Ferrit-Bainit-Stangen gemäß der Erfindung überlegene Werte bei der Zähigkeit und bei der Schnittbearbeitbarkeit gegenüber den angelassenen martensitischen Stangen zeigen, die (abgeschreckt und angelassen) von demselben Stahl bei dem gleichen Zugfestigkeitsniveau hergestellt wurden.

BEISPIEL· 5

8 Stangen mit einem Durchmesser von 2,7 cm eines warmgewalzten Grade 1144-Stahles wurden von jeder der beiden Schmelzen X und Y hergestellt.

Aus der Gesamtzahl von 16 Stangen wurde jeweils ein Paar jeder Schmelze einer der vier verschiedenen Behandlungszyklen A, B, C und D unterzogen. Der Anfangsschritt bei jedem Arbeitszyklus war der gleiche, nämlich das schnelle Erhitzen durch eine direkte elektrische Widerstandsheizung auf eine Temperatur von

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19° über den Temperaturverharrungspunkt der Stangen, gefolgt von einer 5»2 Sekunden langen Abschreckung in einem bewegten Wasserbad.

Nachfolgend sind die vier Arbeitszyklen angegeben:

A - Die Stangen wurden luftgekühlt bis auf Umgebungstemperatur (21⁰C), durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Durchmesserverringerung von 0,15 cm zu erzielen.

B - Die Stangen wurden luftgekühlt auf Umgebungstemperatur und durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Durchmesser-Reduzierung von 0,31 cm zu erreichen.

C - Die Temperatur an der Oberfläche und im Inneren der Stangen wurde ausgeglichen und die Stangen anschließend bis auf 340° C luftgekühlt. Anschließend wurden die Stangen durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Durchmesserverringerung von 0,15 cm zu erzielen. Danach erfolgte eine Luftkühlung bis auf Umgebungstemperatur.

D - Bei den Stangen wurde ein Temperaturausgleich herbeigeführt und dann erfolgte eine Luftkühlung bis auf 340⁰C. Sie wurden anschließend durch ein Verformungswerkzeug gezogen, um eine Durchmesserverringerung von 0,31 cm zu erreichen. Anschließend wurden sie bis auf Umgebungstemperatur luftgekühlt.

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Die Behandlung der 16 Stangen wurde in willkürlicher Reihenfolge vorgenommen. Es wurden von allen 16 Stangen Testproben bearbeitet und getestet. Die entsprechenden Resultate sind in der nachfolgenden Tabelle VIII zu sehen.

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TABELIiE VIII Schmelze Bearbeitungs- Zieht emp. Durchm. Zugfeatigk. Elastizitäten Dehnung Quer sehn.

Zyklus C Verring.,cin kp/mm grenze, kp/mm % verr.,%

X	A	21	0,15	111,63 108,47	109,52 105,30	7,5 8,5	33,5 37,9	ro
X	B	21	0,31	97,64 101,02	97,64 100,66	8,5 . 9,0	38,8 31,5	co
X	C	320	0,15	120,14 120,84	119,79 120,84	5,0 5,0	22,4 22,8
X	D	320	0,31	118,38 118,59	118,38 117,89	7,5 7,5	30,6 .c- 32,5 -M
Y	A	21	0,15	122,46 117,68	120,35 117,33	9,0 9,0	39,4 40,3
Y	B	• 21	0,31	120,35 124,22	170,35 124,22	8,5 8,5	36,0 34,8
Y	C	320	0,15	125,27 126,18	125,27 125,27	7,5 7,5	31,6 32,1
Y	D	320	0,31	129,14 122,46	128,43 129,49	9,0 8,5	36,0 32,8

Die Ergebnisse demonstrieren die gute Wiederholbarkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens. Die Zahlen geben an, daß ungewöhnlich gute Kombinationen von Festigkeit und Zähigkeit auch dann erreichbar sind, wenn ein Stahl mit einer Ferrit-Bainit-Mikrostruktur (Verfahren A von Fig. 4) kalt bearbeitet wird.

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Le e rs eι\e

Claims (54)

Patentansprüche

1. Verfahren zum Verfestigen von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl, dadurch gekennzeich net , daß

1. der Kohlenstoffstahl oder der niedrig legierte Stahl teilweise in Austenit übergeführt wird, um eine Ferrit-Austenitmischung zu erzielen,

2. der teilweise äustenitisierte Stahl bis auf eine mittlere, oberhalb der M -Temperatur für den Stahl gelegene Temperatur abgeschreckt wird und zwar mit einer ausreichenden Abschreckgeschwindigkeit, um eine Umwandlung des Austenits in Ferrit und Perlit zu vermeiden, und

3. daß der abgekühlte Stahl bei einer Temperatur bearbeitet wird, die von der Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur jpLchen kann, bei welcher Bainit existieren kann, wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird, die sich gut maschinell bearbeiten läßt und eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

70988 5/1O13 - 2 -

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens 10 Volumenprozent Ferrit besitzt.

3· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gek ennzeichn e t , daß der Stahl ein untereutektischer Kohlenstoffstahl ist.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein Kohlenstoffstahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,1 bis 0,7 % Kohlenstoff ist.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein niedrig legierter Stahl mit weniger als insgesamt 5 Volumenprozent Legierungsbestandteil ist.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der teilweise austenitisierte Stahl ein Stahl ist, der aus Ferrit und Perlit besteht.

7· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein AISI/SAE GREADE 1144 Stahl ist.

8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl bei einer Temperatur zwischen 725° C und 914° C teilweise in Austenit übergeführt wird.

9· Verfahren r. ch Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, df der Stahl durch rasches Erhitzen teilweise in AusteniI üb«v geführt wird und hierzu durch den Stahl elektrischer rom geleitet wird.

10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der^ Stahl in einer Zeit von weniger als 10 Minuten durch Erhitzen teilweise in Austenit übergeführt

^wird· . 709885/1013

11. Verfahren nach Anspruch 9» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl erhitzt wird und hierzu elektrischer Strom solange durch den Stahl geleitet wird, bis die Temperaturzunahme gleich Null wird und daß dann der elektrische Strom so eingestellt wird, daß der Stahl bei einer konstanten Temperatur gehalten wird.

12. Verfahren nach Anspruch 9» dadurch gekennzeichnet, daß der elektrische Strom solange durch den Stahl hindurchgeführt wird, bis keine Temperaturzunahme des Stahles mehr zu verzeichnen ist und daß dann der elektrische Strom nach Erreichen einer vorbestimmten Temperatur und nach verstreichen einer vorbestimmten Zeit, naclvdem die Temperatur im Stahl nicht mehr weiter gestiegen ist, unterbrochen wird.

13- Ein Kohlenstoffstahl oder niedrig legierter Stahl hergestellt gemäß dem Verfahren von Anspruch 1.

14. Ein Stahl gemäß Anspruch 131 dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein Kohlenstoffstahl ist mit einem Kohlenstoffgehalt bis zu 0,7 Gewichtsprozent.

15. Stahl nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein niedrig legierter Stahl ist, der weniger als 5 GeVientsprozent Legierungsbestandteile aufweist.

16. Stahl nach Anspruch '15, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsbestandteil aus einem der Elemente Chrom, Molybdän, Nickel, Mangan und/oder aus Kombinationen dieser Elemente besteht.

17· Verfahren zum Befestigen von Kohlenstoffstahl und niedrig legiertem Stahl, dadurch 'gekennzeichn et, daß

1. der untereutektische Kohlenstoffstahl oder der niedrig legierte Stahl teilweise in Austenit übergeführt wird, um Perrit-Austenitmischung zu erzielen, )09885/1013

2. der teilweise austenitisierte Stahl bis auf eine mittlere Temperatur, oberhalb der M -Temperatur für den Stahl gelegene Temperatur abgeschreckt wird und zwar mit einer genügend hohen Abschreckgeschwindigkeit, um eine Umwandlung des Austenits in Ferrit und Perlit zu vermeiden, und

3. daß der abgekühlte Stahl bei einer Temperatur bearbeitet wird, die von der Umgebungstemperatur zu einer Temperatur reichen kann, bei welcher Bainit exisitieren kann, wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird, die sich gut maschinell bearbeiten läßt und eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist, und

4. daß der Stahl gekühlt wird,wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird und diese Umwandlung während des Bearbeitens und/oder Kühlens beschleunigt und ausgedehnt wird.

18. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens 10 Volumenprozent Ferrit besitzt.

19. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein Kohlenstoffstahl mit wenigstens 0,1 bis 0,7 % Kohlenstoff ist.

20. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein niedrig legierter Stahl ist, der im ganzen weniger als 5 Volumenprozent Legierungsbestandteile aufweist.

21. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß der teilweise austenitisierte Stahl ein Stahl,ist, der sich aus Ferrit und Perlit zusammensetzt.

22. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein AISI/SAE GREADE 1144 Stahl ist.

23· Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß durch rasches Erhitzen teilweise in Austenit übergeführt wird und hierzu durch den Stahl elektrischer Strom geleitet wird.

24. Verfahren nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl erhitzt wird und hierzu elektrischer Strom solange durch den Stahl geleitet wird, bis die Temperaturzunahme gleich Null wird und daß dann der elektrische Strom so eingestellt wird, daß der Stahl bei einer konstanten Temperatur gehalten wird.

25· Verfahren nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, daß der elektrische Strom solange durch den Stahl hindurchgeführt wird, bis keine Temperaturzunahme der. Stahles mehr zu verzeichnen ist und daß dann der elektrische Strom nach Erreichen einer vorbestimmten Temperatur und nach Verstreichen einer vorbestimmten Zeit_; nach^dem die Temperatur im Stahl nicht mehr weiter gestiegen ist, unterbrochen wird.

26. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichn e t , daß der Stahl durch Hindurchführen durch ein Verformungswerkzeug, wie z. B. eine Strangpresse, bearbeitet wird.

27· Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei einer Temperatur oberhalb der Umgebungstemperatur bearbeitet wird.

28. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei einer Temperatur von 335 bis 600⁰C bearbeitet wird.

29. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeich-> net, daß der Stahl entspannt wird.

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30. Verfahren nach Anspruch 17» dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl ausgerichtet wird.

31. Verfahren zum Verfestigen von Kohlenstoffstahl und niedrig legierten Stählen, dadurch gekennzeichnet , daß das

1. ein untereutektischer Kohlenstoffstahl oder niedrig legierter Stahl dadurch teilweise in Austenit übergeführt wird, daß er in weniger als 10 Minuten schnell erhitzt wird, um so eine Ferrit-Austenitisischung zu erzielen,

2. daß der teilweise austenitisierte Stahl auf mittlere Temperatur oberhalb der M -Temperatur des Stahles abgeschreckt wird und zwar mit einer Abschreckgeschwindigkeit, die ausreicht um eine Umwandlung des Austenits in Ferrit und Perlit

zu verhindern und

3. daß der abgeschreckte Stahl bei einer Temperatur bearbeitet wird, die von der Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur reichen kann, bei welcher Bainit existieren kann, wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird, die sich leicht maschinell bearbeiten läßt, Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

32. Verfahren nach Anspruch 31» dadurch gekennzeich net, daß der Stahl nach dem Abschrecken bis zur Umgebungstemperatur ab^.gekühlt wird und auch bei Umgebungstemperatür bearbeitet wird.

33·'^erfahren nach Anspruch 31» dadurch gekennzeich net, daß der Stahl nach dem Abschrecken bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird, anschließend auf eine über Raumtemperatur liegende erhöhte Temperatur erhitzt wird, die aber unterhalb der kritischen Temperatur liegt und dann bei der erhöhten Temperatur .bearbeiten wird.

34. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Abschrecken für eine genügend lange Zeit gehalten wird, um einen Temperaturausgleich über den Querschnitt des Stahls zu ermöglichen, daß anschließend die Temperatur unter die Ausgleichstemperatur durch Kühlen abgesenkt wird und der Stahl dann bei einer oberhalb der Baumtemperatur aber unterhalb der Ausgleichstemperatur liegenden Temperatur bearbeitet wird.

35- Verfahren nach Anspruch 34, dadurch gekennzeichnet, daß die Ausgleichstemperatur in einem Bereich zwischen 315° bis 598°C liegt.

36. Verfahren nach Anspruch 31» dadurch gekennzeichn e t , daß der Stahl nach dem Abschrecken für eine solche Zeit gehalten wird, die ausreicht, daß sich die Temperatur innerhalb des Stahls über den Querschnitt ausgleichen kann, worauf der Stahl auf eine Temperatur erhitzt wird,die über der Ausgleichstemperatur liegt und bei dieser Temperatur bearbeitet wird.

37. Verfahren nach Anspruch 36, dadurch gekennzeichnet, daß die Ausgleichstemperatur in einen Bereich zwischen 315° und 598° C liegt.

38. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichn e t , daß der Stahl mindestens 10 Volumenprozent Ferrit enthält.

39. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, daß- der Stahl ein AISI/SAE GREADE 1144 Stahl ist.

40. Verfahren nach Anspruch y\* dadurch gekennzeich net, daß der Stahl bei einer Temperatur zwischen 725° und 9"14⁰C teilweise austenitisiert wird.

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41. Stahl hergestellt gemäß dem Verfahren von Anspruch 31·

42. Stahl hergestellt gemäß dem Verfahren von Anspruch 17·

43. Verfahren zum Verfestigen von Kohlenstoffstahl und niedrig legierten Stählen, dadurch gekennzeichnet , daß

1. ein untereutektischer Kohlenstoffstahl oder niedrig legierter Stahl durch Hindurchführen von elektrischem Strom in weniger als 10 Minuten rasch erhitzt wird und dadurch teilweise in Austenit übergeführt wird, um so eine Ferrit-Austenitmischung zu erzielen,

2. daß der teilweise austenitisierte Stahl auf mittlere Temperatur oberhalb der M -Temperatur des Stahles abgeschreckt wird und zwar mit einer Abschreckgeschwindigkeit, die ausreicht um eine Umwandlung des Austenits in Ferrit und Perlit zu verhindern und

3. daß der abgeschreckte Stahl bei einer Temperatur bearbeitet wird,die von der Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur reichen kann, bei welcher Bainit existieren kann, wodurch die Ferrit-Austenitmischung in eine Ferrit-Bainitmischung umgewandelt wird, die sich leicht maschinell bearbeiten läßt, Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

44. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Abschrecken bis zur Umgebungstemperatur abgekühlt wird und auch bei Umgebungs-

«temperatur bearbeitet wird.

45. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeich net, daß der Stahl nach dem Abschrecken bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird, anschließend auf eine über Baumtemperatur liegende erhöhte Temperatur erhitzt wird, die

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aber unterhalt» der kritischen Temperatur liegt und dann bei der erhöhten Temperatur bearbeitet wird.

46. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl nach dem Abschrecken für eine genügend lange Zeit gehalten wird, um einen Temperaturausgleich über den Querschnitt des Stahls zu ermöglichen, daß anschließend die Temperatur unter die Ausgleichstemperatur durch Kühlen abgesenkt wird und der Stahl dann bei einer oberhalb der Raumtemperatur aber unterhalb der Ausgleichstemperatur liegenden Temperatur bearbeitet wird.

47· Verfahren nach Anspruch 46, dadurch gekennzeichnet, daß die Ausgleichstemperatur in einem Bereich zwischen 315° und 598⁰C liegt.

48. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Abschrecken für eine solche Zeit gehalten wird, die ausreicht, daß sich die Temperatur innerhalb des Stahls über den Querschnitt ausgleichen kann, worauf der Stahl auf eine Temperatur erhitzt wird, die über der Ausgleichstemperatur liegt und bei dieser Temperatur bearbeitet wird.

49. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch. gekennzeichnet, daß der Stahl mindestens 10 Volumenprozent Ferrit enthält.

50. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein niedrig legierter Stahl ist, der im ganzen weniger als 5 Volumenprozent Legierungsbestandteile aufweist.

51. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl ein AISI/SAE GRi]ADE 1144 Stahl ist.

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52. Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl erhitzt wird und hierzu elektrischer Strom solange durch den Stahl geleitet wird, bis die Temperaturzunahme gleich Null wird und daß dann der elektrische Strom so eingestellt wird, daß der Stahl bei einer konstanten Temperatur gehalten wird.

53· Verfahren nach Anspruch 43, dadurch gekennzeichnet, daß der elektrische Strom solange durch den Stahl hindurchgeführt wird, bis keine Temperaturzunahme des Stahles mehr zu verzeichnen ist und daß dann der elektrische Sf^om nach Erreichen einer vorbestimmten Temperatur und nach Verstreichen einer vorbestimmten Zeit, nach^dem die Temperatur im Stahl nicht mehr weiter gestiegen ist, unterbrochen wird.

54. Stahl hergestellt nach dem Verfahren gemäß Anspruch 43-

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