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DE2324750A1 - Herstellung von gehaertetem stahl - Google Patents

Herstellung von gehaertetem stahl

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DE2324750A1
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DE
Germany
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pearlite
steel
carbide
degrees
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DE2324750A
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Gordon W Hunt
Jun John E Woodilla
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Timken US LLC
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Torrington Co
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Publication date
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    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78Combined heat-treatments not provided for above

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Description

HELMUT SCHROETER KLAUS LEHMANN DIPL.-PHYS. DIPL.-ING. 8 MÜNCHEN 25 ■ LIPOWSKYSTR. IO
The Torrington Company ir-tor-l8
16. Mai 197:5
Herstellung von gehärtetem Stahl
Die Erfindung betrifft die Herstellung bzxv. Behandlung von Stahl zur Verbesserung von dessen mechanischen Eigenschaften. Insbesondere betrifft die Erfindung die Wärmebehandlung übereutektischer Stähle, um dem Stahl eine Struktur zu geben, die sich durch eine äußerst feine Körnung und eine natürliche Dispersion von vorwiegend äußerst kleinen überschüssigen Karbid-Bestandteilen auszeichnet.
Die Festigkeit und die Abnützungsresistenz vieler Stähle wird dadurch erhöht, daß man sie durch Wärmebehandlung härtet. Für Lager und andere Anwendungen, bei denen eine große Standzeit erforderlich ist, haben sich übereutektische Stähle bewährt, d.h. Stähle, die mehr als o,8 % Kohlenstoff und eine geringe Gesamtmenge an Legierungszuschlägen enthalten, um die Härtbarkeit zu erhöhen. Es ist ferner bekannt, daß eine Verfeinerung der Korngröße die Standzeit erhöht. Versuche zur Verringerung der Korngröße sind beispielsweise in der US-PS 3 337 376 beschrieben. Es hat sich gezeigt, daß bekannte Verfahren zu Stählen mit Mikrorissen - etwa gemäß Fig. 6 - führen, die sich der Korngrößenverringerung entgegenstellen. Ein anderes Verfahren zur Erzielung von Stählen ohne Mikrorisse arbeitet mit so langen Bearbeitungszeiten bei hohen Tempe-
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raturen, daß das Verfahren wirtschaftlich uninteressant ist. Die Erfindung sucht ein Verfahren zur Herstellung
äu;3erst feinkörnigen Stahles zu schaffen, der in der Mikrostruktur sowohl äußerst fein verteilte Karbide aufweist, aber frei von Mikrorissen ist, wobei insbesondere erreicht werden soll, dai3 man einen solchen Stahl in
äußerst kurzer Zeit herstellen kann. Dadurch soll u.a.
erreicht werden, den Widerstand gegen Rollkörper-Verformung (Lager!) zu erhöhen, und die Kompressionsfestigkeit zu verbessern. Die Ansprüche 1,. 4 und 5 beschreiben auf dem gleichen technischen Grundgedanken beruhende Verfahren zur Lösung der erläuterten Aufgabe. Die weiteren Ansprüche beschreiben zweckmäßige Ausgestaltungen der Erfindung .
Im folgenden wird die Erfindung unter Hinweis auf die
Zeichnung erläutert. In dieser zeigen:
Figuren IA und IB in fotografischer Wiedergabe Perlit bzw. in Form kleinster Kügelchen vorliegende Karbide eines AISI 521oo-Stahles in 2 500-facher Vergrößerung;
Fig. 2 das Eisen-Kohlenstoff-Gleichgewichtsdiagramm;
Fig. 3 die Zeit-Temperatur-Transformationskurve für den legierten Stahl AISI 521obj
Fig. 4 in 5 000-facher Vergrößerung herkömmlich gehärteten Stahl der Sorte AISI 52100;
Fig. 5 in 5 000-facher Vergrößerung denselben Stahl nach Wärmebehandlung gemäß der Erfindung;
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Fig. 6 in 5 ooo-facher Vergrößerung zwei typische Mikrorisse der Stahlsorte AISI 521oo; und
Fig. 7 ein Zeit-Temperatur-Profil zum Vergleich des erfindungsgemäßen Verfahrens mit anderen Wärmebehandlungsverfahren .
Die Karbide in niedrig legierten Stählen können kleine Plättchen oder kugelähnliche Einschlüsse bilden, wie sie in den Figuren IA und IB dargestellt sind. Eine dieser Feinstrukturen ist der Ausgangspunkt für die zu beschreibende Wärmebehandlung. Das wohlbekannte Eisen-Kohlenstoff Diagramm gemäß Fig. 2 zeigt, daß dann, wenn ein hypereutektischer Stahl geheizt wird und bei erhöhter Temperatur zum Gleichgewicht kommt, dieser Stahl Phasentransformationen von Perlit und Zementit in Austenit und Zementit, dann zum Austenit, einer festen Lösung von Kohlenstoff in Gamraa-Eisen durchmacht. Wenn man langsam kühlt, um bei jeder einzelnen Temperatur das Gleichgewicht herzustellen, dann wird die der jeweiligen Temperatur normalerweise zugeordnete Phase erreicht.
Ein schnelles Abkühlen bewirkt; aber völlig andere Umwandlungen. Die normalerweise "S-Kurven" genannten Zeit-Temperatur-Transformationskurven nach Fig. 3 ändern sich bei unterschiedlichen Zusammensetzungen. Die in Fig. 3 dargestellten S-Kurven sind die eines Stahls der Sorte AISI 52I00, der ein niedrig legierter Stahl der Zusammensetzung ist, die am Ende der vorliegenden Beschreibung in Form einer Tabelle wiedergegeben iÄ.Die Kurven zeigen, daß die Transformation bei 371 Grad C beginnt und früher abgeschlossen ist, wenn das Metall herkömmlich bei 842 Grad C entsprechend 1 55o Grad F austenitisiert wird, als dann, wenn man die Austenit-Bildung bei 1 95o Grad F,
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entsprechend 1 o64 Grad C durchführt.
(Es wird mit voller Absicht die Fahrenheit-Temperaturskala neben gelegentlichen Angaben in Grad Celsius verwendet, um den Vergleich mit dem eingangs genannten Stand der Technik zu erleichtern. In Fig. 3 sind die beiden aus gezogenen Kurven kennzeichnend für Austenitisierung bei 1 95o Grad F entsprechend 1 o64 Grad C, wobei die Korngröße den Wert 3 hat. Die beiden gestrichelten Kurven geben die Verhältnisse bei Austenitisierung bei 1 55o Grad F entsprechend 842 Grad C wieder, wobei die Korngröße 9 ist. A bedeutet Austenit, F bedeutet Ferrit, C bedeutet Karbid, M bedeutet Martensit, B steht für Bainit und P für Perlit.)
Wenn man schnell unter die Temperatur M entsprechend der Linie X in den Figuren 35 und 7 (s. das oben genannte US-Patent) abschreckt, wird der Kohlenstoff in der Struktur erhalten und bildet kein Karbid. Es bildet sich vielmehr eine nadelartige Struktur, die man "Martensit" nennt. Es verbleiben kleine Mengen Austenit zwischen den Martensit-Nadeln, was man Rest-Austenit nennt. Wenn man einen so strukturierten Stahl auf etwa 571 Grad C (7oo Grad F) wieder für eine längere Zeit aufheizt, dann geht diese Struktur in Ferrit mit Karbid-Teilchen über; insbesondere wird das Martensit getempert und das Rest-Austenit wird zu Bainit. Wenn man nun auf die niedrigere Austenitisierungstemperatur (1 55o Grad F =872 Grad C) für eine so lange Zeit wieder aufheizt, daß das Ferrit in Austenit überführt wird, und das überschüssige Karbid verfeinert wird, dann erhält man eine der in Fig. 5 gezeigten ähnliche Struktur. Eine elektronenmikroskopische Untersuchung der Struktur hat gezeigt, daß starkes Abschrecken unter die Temperatur M auf dem ersten Abschnitt des Weges X
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zu Mikrorissen entsprechend beispielsweise der Fig. 6 führen kann, die ihrerseits zur schnellen Materialermüdung führen.
Wenn man nach dem Pfad Y in den Figuren 3 und 7 gemäß der oben genannten US-PS vorgeht, dann werden Mikrorisse eliminiert und man erhält dieselbe äußerst feinkörnige Struktur, die zur Erzielung einer langen Standzeit erwünscht ist. Die Zeit-Temperatur-Transformation "S" zeigt aber, daß diese Transformation in weniger als einer Stunde zur Hälfte abgeschlossen ist, jedoch dann mehr als zwei Stunden zur Vervollständigung benötigt. Obwohl das so erhaltene Produkt keine Mikrorisse aufweist und die Struktur gemäß Fig. 5 hat, ist ersichtlich die eben erläuterte Behandlungszeit dieses Bainit erzeugenden Verfahrensteiles für eine Massenherstellung zu lang. ;
Der Erfindung liegt die Erkenntnis zugrunde, daß die Vor-, geschichte des Werkstoffes diejenige Zeit und diejenige Temperatur nachhaltig beeinflußt, die zur Lösung der ursprünglichen Karbide erforderlich ist. So benötigte ein gemäß Fig. IB Sphäroid-Einschlüsse aufweisender Stahl eine Temperatur von 2 loo Grad F entsprechend 1 148 Grad C für zehn Minuten, während eine niedrigere Temperatur oder eine geringere Zeit ausreichend gefunden wurde, uni die Karbide in heiß gewalztem Stahl aufzulösen (Fig. IA). Ferner hat sich gezeigt, daß abschrecken in einem Bad aus beispielsweise Salz oder Blei im Bereich von 900 bis 1 333 Grad F (482 bis 723 Grad C) während einer ausreichend langen Zeit Perlit bildet, d.h., eine Metallphase, die in der MikroStruktur und in den mechanischen Eigenschaften bei Bainit oder Martensit kennzeichnend ist. Während die Transformation in Bainit bei 700 Grad F entsprechend 371 Grad C gemäß dem Stand der Technik zwei bis
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drei Stunden bis zur Vollständigkeit benötigte, nimmt die Perlit-Transformation weniger als 15 Minuten bei 1 o75 Grad F (= 579 Grad C) bei Standardstahl der Sorte AISI 52I00 in Anspruch. Neben dem unmittelbaren wirtschaftlichen Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrensablaufes (s. Weg Z in den Figuren j5 und7), verhindert dieses Verfahren die mögliche Entstehfung von Mikrorissen, die von einer drastischen Abschreckung zu erwarten wären.
Zum besseren Verständnis des Perlit-Transformationsberei-_ ches wird auf das Eisen-Kohlenstoffdiagramm der Fig. 2 verwiesen: Man sieht, daß Perlit oberhalb von 1 335 Grad F entsprechend 723 Grad C, d.h. oberhalb der Linie A,,^,, nicht stabil ist, und sich mithin über dieser Temperatur nicht bildet. Weiter zeigt die S-Kurve, daß die Zeit zur Perlit-Transformation unerwünscht lang wird, wenn man sich der oberen Temperaturgrenze nähert. Die untere Temperaturgrenze des Perlit-Bildungsbereiches ist schwieriger zu definieren, da Perlit und Bainit in einem recht erheblichen Temperaturbereich gemeinsam existieren. Dieser gemeinsame Bereich hängt von der in Lösung befindlichen Kohlenstoffmenge ab, und zwar in dem Sinne, daß der Temperaturbereich größer wird, wenn die in Lösung befindliche Kohlenstoffmenge größer wird. Außerdem hängt für einen Trog-gehärteten Stahl, wie den Stahl der Sorte AISI 52100 die Menge des gelösten Kohlenstoffs direkt von dem Grad der Vervollständigung des Hochtemperatur-Feststoff-Lösungs-Prozesses ab. Beim Aufkohlen von Stahl ändert sich der Kohlenstoffgehalt im Rohling bzw. Werkstück selber und dieser Gradient der Zusammensetzung verändert dementsprechend den Bereich, in welchem Perlit und Bainit gemeinsam vorkommen, x^enn man von außen nach innen in das Werkstück hinein fortschreitet.
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Die mit dem Bainit zusammen vorliegenden Perlit-Blättchen haben nur einen sehr kleinen Abstand voneinander, während das Bainit, das in Fachkreisen auch als "upper bainite" bezeichnet wird, bei Bildung in diesem Temperaturbereich grobkörnig ist. Nach der abschließenden Wärmebehandlung erzeugt das feine Perlit sehr kleine überschüssige Karbid-Teilchen, während das grobkörnige Bainit während dieser Wärmebehandlung in grobe Partikel übergeht, die jedoch kleiner sind, als die herkömmlichen Teilchen in Sphäroidgestalt. Das Vorliegen eines solchen "upper bainite" in der MikroStruktur vor dem abschließenden Wärmebehandeln ist aber unerwünscht. Somit kann man die untere Temperaturgrenze des Perlit bildenden Bereiches als diejenige Temperatur definieren, bei deren Unterschreitung unverzüglich "upper bainite" gebildet wird. Diese Beobachtung an "upper bainite" kann man nur elektronenmikroskopisch vornehmen. Da der Abstand zwischen den Karbid-Blättchen kleiner wird, wenn die Transformationstemperatur kleiner viird, ist die optimale Temperatur zur Perlit-Bildung nahe der unteren Temperaturgrenze. Auf diese Weise bilden die dünnen Karbid-Blättchen im Perlit endlich die feinsten überschüssigen Karbid-Teilchen.
Die verbleibenden Verfahrensschritte umfassen die Austenit-Bildung und nachfolgende Abschreckung zur Herstellung einer MikroStruktur gemäß Fig. 5. Diese Struktur ist eine natürliche Verteilung sehr kleiner Überschuß-Karbid-Teilchen in einer äußerst feinkörnigen Matrix. Diese Austenit-Behandlung kann unmittelbar nach der Herstellung des Perlits vorgenommen werden; es handät sich also um ein Wiedererhitzen von der Perlit-bildenden Temperatur aus, oder jederzeit später, wenn das Teil nach der Perlit-Bildung auf Raumtemperatur abgekühlt wurde. Die Erwär-
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mungszeit oder -intensität für das abschließende Austenitisieren ist wichtig, da ein kritischer Temperaturbereich vorhanden ist, durch welchen die Rohlinge schnell gewissermaßen "hindurchgeheizt" werden müssen. Wenn man durch diesen Bereich nicht schnell-genug hindurchheizt, gehen die Perlit-Blättchen in überschüssige Karbide über, die dann ihrerseits ein Korngrößenwachstum durchmachen, da die Karbid-Phase in diesem Temperaturbereich stabil ist. Durch schnelles erreichen des reinen Austenit-Bereiches im Phasendiagramm (über der Grenzlinie A) setzen sich die Perlit-Blättchen in Überschuß-Karbide um, die unstabil sind und die Neigung haben, ihre Größe zu verkleinern und sich aufzulösen. Eine richtige Steuerung der Temperatur und der Zeit.stellt sicher, daß die Blättchen vollständig aufgelöst werden, daß aber ein großer Prozentsatz des neugeformten überschüssigen Karbides sich nicht löst, sondern vielmehr in Form überschüssiger Karbide verbleibt. Der kritische Temperaturbereich eines Jeden übereutektischen Stahls liegt zwischen den Linien A-, -, und A des
1, ^ cm
Gleichgewichtsdiagramms. Für eine Stahllegierung mit einem Prozent Kohlenstoff, wie etwa den Stahl AISI 521oo sind diese Grenzen etwa 1 333 Grad F (= 723 Grad C) bzw. 1 44o Grad F ( = 782 Grad C). Die obere Grenze liegt höher, wenn der Rohling einen aufgekohlten Einsatz mit mehr als einem Prozent Kohlenstoffgehalt hat. Der kritische Temperaturbereich ist in Fig. 2 schraffiert dargestellt; die hier beschriebene Wärmebehandlung zu Härtungszwecken ist durch die Spur Z in Fig. 7 wiedergegeben.
Die schnellen Temperaturwechsel können auf verschiedene Weise erreicht werden: so kann man beispielsweise ein Zweietufenwärmebehandlungsverfahren vorsehen, wobei mit Salz- oder Bleibädern gearbeitet wird; das erste Bad ist dann gerade unter die Temperatur A, - vorgeheizt, und das
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zweite Bad befindet sich auf der gewünschten Endtemperatur. Ähnlich kann man durch Anwendung der bekannten Induktions- und/oder Widerstandsheizverfahren vorgehen.
Aus dem vorstehenden ergibt sich, daß die Erfindung nicht nur ein neues Verfahren schafft, sondern auch ein neues Produkt, dessen Struktur in Fig. 5 für einen Stahl der Zusammensetzung AISI 521oo dargestellt ist. Die Standzeit bei Rollbelastung des erfindungsgemäßen Stahls ist hinsichtlich der B, -Standzeit um 25o-3oo % größer. Außerdem ist die Kompressionsstärke um etwa 3o-35 % gegenüber vergleichbarem herkömmlichen Stahl etwa nach Fig. 4 vergrössert. Ein besonders wichtiges Merkmal des erfindungsgemäßen Stahles hinsichtlich der großen Standzeit ist die ultrafeine Korngröße. Eine erhebliche Erhöhung der Anzahl von Einzelkörnern innerhalb eines gegebenen.Volumens des Metalls ist möglicherweise die wichtigste Ursache für die erhöhte Belastbarkeit und sicher ein wichtiger Faktor für die Erhöhung der Standzeit. Die Korngrenzen sind bevorzugte Stellen für die Kernbildung der Phasentransformationen; bei einem äußerst feinkörnigen Werkstoff erhält man mithin eine erhebliche Vergrößerung dieser bevorzugten Stellen für die Kernbildung.
Eine ggfs. unerwünschte Transformation kann sich jedoch während des Abschreckens von der letzten Austinitisierungstemperatur her einstellen. Es handelt sich dabei um die Bildung einer Art Aggregation aus Ferriten und Karbiden, die durch langsame Abschreckung auftreten kann. Diese Aggregation fällt an den Grenzen der ultrafeinen "Körner" aus, wodurch der die Widerstandsfähigkeit so außerordentlich erhöhende Mechanismus geschwächt wird. Es hat sich gezeigt, daß Legierungselemente wie Mangan und Silicium, die bekanntlich die Härtbarkeit von Stahl
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-lo-
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verbessern, die Bildung dieser unerwünschten Aggregationen unterdrückt, die bei zu langsamem Abschrecken zu befürchten' wären. Jedoch verringert die außerordentlich geringe Korngröße die Wirksamkeit dieser Legierungselemente. Ein modifizierter AISI 521oo-Stahl, nämlich die Sorte ASTM A485, Nr. 2, mit 1,4 bis 1,7 % Mangan und o,5 bis o,8 % Silicium, das normalerweise verwendet wird, wenn eine größere Härtbarkeit gewünscht wird, hat immerhin solche unerwünschten "Aggregationen" als Ergebnis langsamen Abschreckens in der Mitte eines Querschnitts von nur 19 mm gezeigt, und zwar bei elektronenmikroskopischer Beobachtung.
Beobachtungen haben gezeigt, daß die besten mechanischen Eigenschaften erhalten werden, wenn die auf zu langsame Abschreckung zurückzuführenden "Aggregationen" in dem ultra-feinkörnigen Stahl nicht vorliegen. Aus diesem Grunde wird die Verwendung von Legierungen hoher Härtbarkeit bevorzugt, auch wenn daraus hergestellte Endprodukte einen so kleinen Querschnitt haben, daß unter normalen Herstellungsbedingungen die tatsächliche Härtbarkeit nicht erforderlich ist.
Bei manchen Endprodukten ist es zweckmäßig, die Oberflächenbereiche, insbesondere die ausgesetzten Oberflächen, hochgekohlt zu haben, während die inneren Teile der Produkte niedriger gekohlt sind. Das hier beschriebene Verfahren kann auf das Einsatzhärten von Stahl durch Abschrecken von der Einsatzofentemperatur auf die Perlit-Transformationstemperatur verwendet werden. Das Verfahren ist sonst dasselbe wie bei übereutektischen Stählen und ergibt dieselben Ergebnisse in den mehr Kohlenstoff enthaltenden Außenbereichen des Produkts.
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Eine weitere Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht in der Einfügung eines zusätzlichen Verfahrensschrittes einschließlich Kaltbearbeitung und plastische Verformung nach der Bildung des Perlites. Z.B. kann man in diesem Sinne einen Draht durch eine Reihe von Matritzen ziehen, um jeweils kleinere Querschnitte zu erhalten. Dem Draht hat man hierbei zunächst die Hochtemperaturbehandlung zur Karbidlösung gegeben, sowie eine Abschreckung auf die Temperatur, bei der sich Perlit bildet. Nach einer Pause, während welcher die Kaltbearbeitung durchgeführt wird, wird dann die schnelle Austenitisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt, die ihrerseits zu der ultrafeinen Kornverteilung führt, die sich durch äußerst kleine Karbidkörner auszeichnet. Neben dem erläuterten Kaltziehen von Draht können auch andere mechanische Verformungsverfahren verwendet werden, wie z.B. Gesenk- schmieden, kaltwalzen und Verformungsvorgänge, die man durchführen muß, bevor die abschließende rasche Austenitisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt wird, während das entsprechende Produkt oder Teil sich immer noch im ungehärteten Zustand befindet.
Die Erfindung umfaßt nicht nur das in einigen Ausgestaltungen beschriebene Verfahren, sondern insbesondere auch den in seiner Struktur neuen Stahl. Weiter ist darauf hinzuweisen, daß es eine Vielzahl übereutektischer Stähle mit weniger als Io % Legierungsanteil gibt, die sich mit dem erfindungageBiÄßen Verfahren im Sinne der Erfindung behandeln lassen.
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Tabelle
-12-
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Tabelle
ASTM-A295
52I00
ASTM-A485
Nr. 2
(*)
H H+
(Ji)
0,30/0,50 A2
(*)
C o,.98/l,l 0,85/1,0 o,35/o,45 o,9o/l,l o,95/l,o5
Mn o,25/o,45 l,4o/l,7o o,lo/o,4o - o,4o/o,85
P o,o25 max o,o25 max - 5,o /5,5o -
S o,o25 max 0,025 max 1,2 /1,5 -
V - - 0,15/0,50
Si o,2o/o,35 0,50/0,80 o,lo/o,4o
Ni o,25 max o,25 max -
Cr l,3o/l,6o l,4o/l,8o 4,75/5,25
Mo 0,08 max ο,οβ max 0,9 /1,15
Cu o,35 max o,35 max -
+ Diese Legierung muß aufgekohlt werden, um verwendbar zu werden.
Patentansprüche 309848/0974
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Claims (1)

  1. E 2. 3 2 4 I 5
    HELMUT SCHROETER KLAUS LEHMANN DIPL.-PHYS. DIPL-INC. β MÖNCHEN 25 · LIPOWSKYSTR. IO
    -1> ir-tor-18
    Patentansprüche
    1. Verfahren zur Erzeugung eines gehärteten hypereutektischen Stahles mit weniger als etwa Io % an Legierungszuschlägen, zur Erzielung eines Mikro-Riß-freien, äusserst feinkörnigen Stahles mit gleichmäßig verteiltem Überschuß-Karbid, gekennzeichnet durch:
    heizen des Werkstoffes auf eine Temperatur, die die "Solidus-Temperatur nicht überschreitet, für so lange Zeit, daß die in der Mikrostruktur vorliegenden Karbide gelöst werden;
    abschrecken auf eine Temperatur zwischen etwa 482 und 723 Grad C zur Bildung von Perlit; nach Vollendung der Perlit-Transformation
    schnelles aufheizen durch den A, -, und A Temperaturbereich seines Gleichgewichtsdiagramms auf die Austenitisierungstemperatür für nur so lange Zeit, als notwendig ist, um die Karbid-Blättchen im Perlit in sehr kleine Überschuß-Karbide umzusetzen und das Ferrit in Austenit umzuwandeln;
    abschrecken zu Härtungszwecken.
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach der Perlit-Bildung und vor dem Austenitisieren
    309848/0974 -14-
    ir-tor-l8
    der Werkstoff auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
    35. Stahllegierung mit maximaler Korngröße unter der von ASTM Nr. Io und natürlicher "Verteilung kleiner Überschuß -Karbidteilchen, hergestellt nach dem Verfahren gemäß Anspruch 1 oder 2.
    4. Verfahren zur Erzeugung eines gehärteten hypereutektischen Stahles mit weniger als etwa Io % an Legierungszuschlägen, zur Erzielung eines Mikro-Riß-freien, äussers-t feinkörnigen Stahles mit gleichmäßig verteiltem Überschuß-Karbid, gekennzeiohnet durch:
    heizen des Werkstoffes auf eine Temperatur, die die "Solidus"-Temperatur nicht überschreitet, für so lange Zeit, daß die in der Mikrostruktur vorliegenden Karbide gelöst werden;
    abschrecken auf einen Temperaturbereich zwischen 482 und 723 Grad C zur Erzeugung von Perlit;
    nach vollständiger Perlit-Transformation Abkühlung auf eine für mechanische Verformung geeignete Temperatur;
    schnelles aufheizen durch den A1 ^ und A Temperaturbereich seines Gleichgewichtdiagramms auf die Austenitisierungstemperatür für nur so lange Zeit, als notwendig ist, um die Karbid-Blättchen im Perlit in sehr kleine Überschuß-Karbide umzusetzen und das Ferrit in Austenit umzuwandeln;
    abschrecken zu Härtungszwecken.
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    5. Verfahren nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch sinngemäße Anwendung beim Einsatzhärten entsprechender Legierungen.
    309848/0974
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