DE2324750A1 - Herstellung von gehaertetem stahl - Google Patents
Herstellung von gehaertetem stahlInfo
- Publication number
- DE2324750A1 DE2324750A1 DE2324750A DE2324750A DE2324750A1 DE 2324750 A1 DE2324750 A1 DE 2324750A1 DE 2324750 A DE2324750 A DE 2324750A DE 2324750 A DE2324750 A DE 2324750A DE 2324750 A1 DE2324750 A1 DE 2324750A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- temperature
- pearlite
- steel
- carbide
- degrees
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Ceased
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
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-
309SU/Ö974
-2- ir-tor-l8
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 .
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:
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;
309848/0074
ir-tor-l8
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,
309848/0974
ir-tor-l8
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
309848 /0 974
-5- ir-tor-l8
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
309848/0974
-6- ir-tor-l8
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.
309848/0974
-7- ir-tor-18
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-
309848/0974
-8- ir-tor-18
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
309848/097 4
-9- ir-tor-l8
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
3098.40/0974
-lo-
-lo- ir-tor-l8
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.
309848/0974
-11-
-11- ir-tor-18
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.
309848/0974
-12-
ir-tor-18
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
-13-
Claims (1)
- E 2. 3 2 4 I 5HELMUT SCHROETER KLAUS LEHMANN DIPL.-PHYS. DIPL-INC. β MÖNCHEN 25 · LIPOWSKYSTR. IO-1> ir-tor-18Patentansprüche1. 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-Transformationschnelles 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 Austenitisieren309848/0974 -14-ir-tor-l8der 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.309848/0974-15-ir-tor-l85. Verfahren nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch sinngemäße Anwendung beim Einsatzhärten entsprechender Legierungen.309848/0974
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US00254454A US3826694A (en) | 1972-05-18 | 1972-05-18 | Thermal treatment of steel |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2324750A1 true DE2324750A1 (de) | 1973-11-29 |
DE2324750B2 DE2324750B2 (de) | 1976-05-20 |
Family
ID=22964374
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19732324750 Ceased DE2324750B2 (de) | 1972-05-18 | 1973-05-16 | Waermebehandlungsverfahren fuer stahl |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US3826694A (de) |
JP (1) | JPS568889B2 (de) |
BR (1) | BR7303565D0 (de) |
CA (1) | CA994656A (de) |
DE (1) | DE2324750B2 (de) |
GB (2) | GB1439071A (de) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0221874A2 (de) * | 1985-11-05 | 1987-05-13 | Kverneland A/S | Verfahren zum Härten von Stahl |
EP0999287A1 (de) * | 1998-10-28 | 2000-05-10 | Skf Gmbh | Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkstücken aus Stahl und Verwendung eines wärmebehandelten Stahls |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5537570B2 (de) * | 1974-04-19 | 1980-09-29 | ||
JPS57137790U (de) * | 1981-02-23 | 1982-08-28 | ||
JP3646467B2 (ja) * | 1996-07-31 | 2005-05-11 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
FR2761699B1 (fr) * | 1997-04-04 | 1999-05-14 | Ascometal Sa | Acier et procede pour la fabrication d'une piece pour roulement |
JP6922759B2 (ja) | 2018-01-25 | 2021-08-18 | トヨタ自動車株式会社 | 鋼部材の製造方法 |
-
1972
- 1972-05-18 US US00254454A patent/US3826694A/en not_active Expired - Lifetime
-
1973
- 1973-04-11 CA CA168,665A patent/CA994656A/en not_active Expired
- 1973-05-15 GB GB2306473A patent/GB1439071A/en not_active Expired
- 1973-05-15 GB GB5210375A patent/GB1439072A/en not_active Expired
- 1973-05-16 DE DE19732324750 patent/DE2324750B2/de not_active Ceased
- 1973-05-16 BR BR3565/73A patent/BR7303565D0/pt unknown
- 1973-05-18 JP JP5480473A patent/JPS568889B2/ja not_active Expired
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0221874A2 (de) * | 1985-11-05 | 1987-05-13 | Kverneland A/S | Verfahren zum Härten von Stahl |
EP0221874A3 (de) * | 1985-11-05 | 1989-03-01 | Kverneland A/S | Verfahren zum Härten von Stahl |
EP0999287A1 (de) * | 1998-10-28 | 2000-05-10 | Skf Gmbh | Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkstücken aus Stahl und Verwendung eines wärmebehandelten Stahls |
US6187118B1 (en) | 1998-10-28 | 2001-02-13 | Skf Gmbh | Method for heat-treating steel work pieces |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS4966524A (de) | 1974-06-27 |
US3826694A (en) | 1974-07-30 |
GB1439072A (en) | 1976-06-09 |
JPS568889B2 (de) | 1981-02-26 |
BR7303565D0 (pt) | 1974-06-27 |
CA994656A (en) | 1976-08-10 |
DE2324750B2 (de) | 1976-05-20 |
GB1439071A (en) | 1976-06-09 |
AU5458973A (en) | 1974-10-17 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE60034943T2 (de) | Stahlstab oder-grobdraht zur Verwendung beim Kaltschmieden und Verfahren zu deren Herstellung | |
DE69427189T2 (de) | Hochfeste, abriebsresistente schiene mit perlitstruktur und verfahren zu deren herstellung | |
DE3586662T2 (de) | Hochfester, niedrig gekohlter stahl, gegenstaende daraus und verfahren zur herstellung dieses stahls. | |
DE1508416C3 (de) | Verfahren zur Herstellung von Stahlteilen wie Bolzen, Schrauben, Zapfen u.dgl. | |
EP2045339B1 (de) | Für eine Wälzbeanspruchung ausgebildetes Werkstück aus durchhärtendem Stahl und Verfahren zur Wärmebehandlung | |
DE2712141A1 (de) | Hochfester stahl und waermebehandlungsverfahren zur herstellung eines solchen stahls | |
DE2704287A1 (de) | Verfahren zur herstellung von lagerteilen mit verbesserter waelzkontaktermuedungsbestaendigkeit | |
DE102016203022A1 (de) | Verfahren zum Wärmebehandeln einer Stahllegierung | |
CH637162A5 (de) | Verfahren zur festigkeitsverguetung von kohlenstoffstahl und niedrig legiertem stahl. | |
DE69501086T2 (de) | Graphitstahlzusammensetzungen | |
DE2716791C2 (de) | Verfahren zum Herstellen von unlegierten Stahlwerkstücken mit gesteigerter Festigkeit und Zähigkeit | |
DE2245520A1 (de) | Verfahren zur behandlung von eisenhaltigen gefuegen | |
DE3238718A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines zweiphasen-walzstahlprodukts und hiernach hergestellte produkte | |
DE69703149T2 (de) | Gebrauchtsfertiges metalldraht und verfahren zu dessen herstellung | |
DE69203228T2 (de) | Metalldraht aus einem stahlsubstrat mit kaltgehärteter geglühter martensitischer struktur und beschichtung. | |
EP0747154B1 (de) | Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Sinterteilen | |
DE2324750A1 (de) | Herstellung von gehaertetem stahl | |
DE60011666T2 (de) | Verfahren zur herstellung von ultrafeiner kornstruktur für unlegierte oder niedriglegierte stähle | |
DE69008190T2 (de) | Stahldraht mit einem kaltverformten gefüge der unteren zwischenstufe und herstellungsverfahren. | |
DE3507124C2 (de) | ||
DE3509709A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines zwischenstufenvergueteten gusseisenkoerpers mit kugelgraphit und der dabei erhaltene koerper | |
DE69214421T2 (de) | Rohfabrikate grosser Länge für Herstellungsverfahren durch Kaltumformen, insbesondere für Kaltstauchen von formgebend bearbeitete Erzeugnisse wie Bolzen, und Verfahren zur Herstellung dieser kaltgeformten Gegenstände | |
DE2225517B2 (de) | Verfahren zur herstellung eines lagerelementes | |
DE3855540T2 (de) | Zementierter stahl mit niedrigem siliziumgehalt und verfahren zu seiner herstellung | |
DE3525071C1 (de) | Verfahren zur Herstellung hochbelastbarer Maschinenteile aus mikro-legiertem Stahl mit zähem, hochfestem Kern und einer verschleißfesten Fe↓2↓B-Randschicht |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8235 | Patent refused |