DE2162533A1 - Verfahren zum Überführen von Stahl in einen Zustand hoher Duktilität und zum Verformen dieses Stahls - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren, durch das oder bei dem Stahl in einen superplastischen Zustand, beispielsweise einen Zustand ungewöhnlich hoher Duktilität, überführt wird, und insbesondere ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus Stahl, indem man den Stahl in einen superplaotischen Zustand überführt und deformiert, um die gewünschten Abmessungen, Form oder dergl., zu erzielen, wozu ein großes Ausmaß an einer solchen Verformung erforderlich sein kann. Beispielsweise ist eine Dehnung durch Strecken bis zu einem Ausmaß in der Größenordnung von l00/£ oder darüber möglich und ähnlich weitgehende und schwierige Änderungen von Form oder Abmessungen können durch Pressen, Ziehen, Prägen oder dergl» erzielt werden. Das Verfahren ist auf viele verschiedene Stähle von niedrigem Kohlenstoff behalt einschließlich sogenannter Standardstähle und LGgleruiigKiitärile violer üblicher Zusammensetzungen und andere normalerweise riLoht-austenlb Lache Stähle, wie eine Anzahl rostfVoLöi· F-bVth.La, anwendbar.

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BAD ORIGINAL

Superplastizität ist ein Phänomen, das bekanntlich bei manchen Metallen erzielt werden kann und das hauptsächlich auf gewisse Nichteisenlegierungen, wie Zink/Aluminium- sowie Aluminium/Kupfer-, Blei/Zinn- und Zinn/V/ismuth-Legierungen, angewandt oder hierfür vorgeschlagen worden ist. Im allgemeinen sind die Verfahren zur Erzielung dieses Zustandes außerordentlich hoher Duktilität bei Legierungen darauf gerichtet gewesen, ein außerordentlich feines Korn oder eine feine MikroStruktur beispielsweise durch Rekristallisation mit oder ohne Fällungswirkung herzustellen, wobei ein stabiler Zustand von Superplastizität für das gewünschte Ausmaß der Deformierung erzielt wurde, Gemäß einem anderen w Prinzip soll aus der Phasenumwandlung in Metallen, die durch verschiedene Phasenzustände gekennzeichnet sind_r Nutzen gezogen werden* wobei ein Verfahren darin besteht, daß man das Metall durch wiederholtes langsames Erhitzen und Kühlen durch einen Bereich der Phasenumwandlung führt, während über verhältnismäßig lange Zeit Zug angewandt wird, um die Deformierung zu bewirken.

Wenn bei· Stahl eine solche Superplastizität oder extreme Duktilität erzielt werden könnte* so wurden verschiedene Gegenstände, für deren Herstellung weitgehende Änderungen von Abmessungen oder Form eines Rohlings erforderlich sind oder ein einstückiger Gegenstand von komplizierter Form und verhältnismäßig dünnem Querschnitt rascher und einfacher hergestellt werden können, als es bisher möglich war. Bisher gibt es kein praktisch erfolgreich durchführbares Verfahren zur Erzielung einer solchen Superplastizität bei gewöhnlichen Stählen, insbesondere den eben erwähnten.

Del gewöhnlichen Stählen, Insbesondere denjenigen, die bei Zimmertemperatur oder anderen normalen Temperatüren der Verwendung im wesentlichen nicht-nustenLtlsch sind, konnte weder durch Anwendung der- oben für riiahtelsenme'.allo bocahrlebonen Methoden oder ähnliche oder andere Methoden eine f>r?üc~

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tisch und technisch nutzbare Superplastizität erreicht werden. Eine Hauptschwierigkeit besteht darin, daß bei der Bearbeitung superplastischer Stahlkörper, die theoretisch durch Zug weitgehend gedehnt werden können, die Zuggeschwindigkeit für eine solche Dehnung, d.h. ohne Reißen, außerordentlich niedrig, beispielsweise in der Größenordnung von 0,0001 bis 0,l/min, war. Die Zuggeschwindigkeit ist ein Maß für die Dehnungsgeschwindigkeit, angegeben als das Verhältnis (beispielsweise cm/cm) von Längenzunahme zur ursprünglichen nicht-gedehnten Länge je Zeiteinheit. Zuggeschwindigkeiten von nur 0,1 je Minute und insbesondere die oben erwähnten noch geringeren Zuggeschwindigkeiten sind im wesentlichen ohne praktischen oder technischen Wert. Die Formung eines einzigen Gegenstandes durch eine Deformation in der Größenordnung von 1OO# würde eine Zeit von wenigstens vielen Minuten und wahrscheinlich in der Größenordnung von einer oder mehreren Stunden erfordern, was technisch ohne Wert ist.

Die Ausdrücke "Deformation" und "Dehnung" bedeuten im Zusammenhang mit der gemäß der Erfindung erzielten Superplabtizität oder Duktilität eine praktisch gleichmäßige Änderung der Länge oder des Querschnitts über die gesamte Länge des der Deformation unterworfenen Gegenstandes„ Dies steht im Gegensatz zu dem gewöhnlichen'Verhalten von Stahl, wo beispielsweise durch Anwendung von Zug in einem Standardtest auf einen Block oder einen Stab zunächst in mäßigem Ausmaß eine gleichmäßige Streckung erfolgt, wonach eine Einschnürung, d.h. eine lokale Verringerung der Querschnittsfläche, erfolgt, so daß der Gegenstand an einer Stelle sehr dünn wird und durch weiteren Zug an dieser Stelle reißt. Durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung soll der Stahl Superplastizität in dem Sinne erhalten, daß eine Deformation oder Verminderung des Querschnittes praktisch gleichmäßig über die ganze Länge eines gestreckten Stückes ohne Einschnürung oder andere merkliche lokale Erscheinungen erfolgt, d.h. an der Streckgrenze der superplastischen

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Dehnung kein Reißen erfolgt.

Durch das Verfahren gemäß der Erfindung werden also den in Frage stehenden Stählen neue Eigenschaften, insbesondere eine sehr hohe Duktilität, verliehen, so daß weiterhin und insbesondere neue Verformungsverfahren, die mit großen Dimensionsänderungen und Änderungen der Form verbunden sind, in einer einzigen Stufe durchgeführt werden können, was bisher im allgemeinen nicht möglich war« Nach dem Verfahren gemäß der Erfindung kann eine solche Superplastizität erzielt werden, daß praktisch eine Zuggeschwindigkeit von beispiels-

. aufwärts
weise 1/min/und tatsächlich in dem Bereich von 100 bis lOOO/min anwendbar ist.

Die Erfindung beruht auf der Entdeckimg, daß in handelsüblichen Stählen eine Superplastizität mit technisch anwendbaren Zuggeschwindigkeiten durch eine verhältnismäßig einfache Behandlung oder eine Folge von Verfahrensstufzn, durch die ein hoher Grad von mikrostruktureller Instabilität in dem Metall entwickelt wird, erzielt werden kann., und insbesondere die rasche Anwendung von Deformierungskräften, die im wesentlichen mit der Ausbildung eines Maximums solcher Instabilität zusammenfällt, ermöglicht wird.

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Ein wesentliches Merkmal des Verfahrens gemäß der Erfindung besteht darin, daß de? Stahl, beispielsweise von Zimmertemperatur oder einer anderen niedrigen Temperatur, außerordentlich rasch auf eine erhöhte Temperatur, insbesondere eine Temperatur, bei der die Umwandlung von α-Eisen in V-Eisen erfolgen kann, erhitzt wird und dann für eine kurze aber angemessene Zeitspanne bei dieser Temperatur gehalten wird. Insbesondere wird die Temperatur vorteilhafterweise so gewählt, daß im Gleichgewicht eine Kombination der α- und Jf-Phase von Eisen erzielt wird, beispielsweise so, wie durch das bekannte (!-/l^-Gleichgewicht in dem üblichen Gleichge-

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wichtsphasendiagramm Temperatur gegen Kohlenstoff gekennzeichnet. D.h. es wurde gefunden, daß statt durch den Versuch, eine stabile oder zeitweilig stabile sehr feinkörnige Struktur oder dergl. zu erzeugen, oder statt das Metall im Kreislauf durch Variationen der Gleichgewichtsbedingungen zwischen einer Phase und einer anderen zu führen, durch die Erzeugung einer sehr instabilen MikroStruktur, insbesondere durch rasches Erhitzen bis auf eine bestimmte Temperatur und Einhalten dieser Temperatur für eine kurze Zeit, während eine rasche Deformation bewirkt wird, eine unerwartete, sehr hohe Duktilität erzielt wird. Darüberhinaus geht das Metall des Gegenstandes nach der Verformung rasch wieder in einen Gleichgewichts- oder stabilen Zustand über, und das erhaltene Stück nimmt, beispielsweise beim Abkühlen in irgendeiner gewünschten Weise, im wesentlichen wieder die Eigenschaften des Stahls der in Frage stehenden Zusammensetzung mit seinen normalen mechanischen und anderen erwünschten Eigenschaften oder in manchen Fällen auch übex'legenen Eigenschaften an. D.h. es ist nicht erforderlich, irgendwelche besonderen Maßnahmen zu ergreifen, um den superplastischen Zustand nach der Verformung wieder zu beenden oder zu zerstören.

In vielen Fällen kann das Verfahren gemäß der Erfindung bestimmten Umständen angepaßt oder modifiziert werden, so daß zwei Mechanismen oder Phänomene zusammenwirken, um ein bestimmtes Ausmaß an Superplastizität zu erreichen. Wenn man beispielsweise den Stahl zunächst einer Kaltbearbeitung unterwirft, beispielsweise bis zu 70$ oder vorzugsweise mehr, beispielsweise bis zu 90$ kaltwalzt, kann man mit dem Verfahren gemäß der Erfindung durch Erhitzen in den Bereich des oben beschriebenen instabilen Zustandes diese Eigenschaft der Instabilität mit der Rekristallisation und mit der Phasenänderungsinstabilität in Beziehung setzen.

Dieses spezielle Verfahren kann unter Bezugnahme auf Bei-

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spiele, wie in seiner Anwendung auf gewöhnlichen Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, beispielsweise AISI 1006 oder AISI 1018 mit Kohlenstoffgehalten von 0,06# bzw. 0,20#, erläutert werden. Der Stahl wird, nachdem er in üblicher Weise hergestellt und heißgewalzt ist, bis zu 90# Dickenverminderung kaltgewalzt, wonach das gewünschte Stück ohne Tempern rasch, beispielsweise mit 38 bis 93%/sek (100° to 200⁰P per second) bis zu einer Temperatur in dem Bereich der α- plus IT-Phase, vorzugsweise bis etwa In die Mitte dieses Gebietes, erhitzt wird, wobei dieses Gebiet demjenigen entspricht, in dem die Ferritphase beginnt, sich in die Austenitphase umzuwandeln und tatsächlich, beispielsweise W über eine gewisse Zeit, ein Gleichgewicht herrscht, bei dem das Gefüge aus sowohl Ferrit als auch Austenlt besteht« Gemäß der Erfindung wird der Gegenstand für eine kurze Zeit von beispielsweise 5 Sekunden bei der gewählten Temperatur gehalten und dann rasch, beispielsweise durch Ziehen, Strecken oder Pressen, bis zu dem gewünschten Ausmaß verformt. Zweckmäßig erfolgt das Fortsetzen der Deformierung in relativ kurzer Gesamtzeit In der Größenordnung von wenigen Sekunden oder darunter.

Auf diese Weise entsteht in dem Stück eine hochgradige mikrostrukturelle Instabilität, wenn es bei"der bestimmten Tempek ratur gehalten wird, nämlich nach der Zeitspanne, für die es bei dieser Temperatur gehalten wird, und diese Instabilität ergibt sich vermutlich aus Beginn und Fortsetzung einer weitgehenden Rekristallisation bei gleichzeitiger rascher, heftiger Phasenumwandlung von Ferrit zu Austenlt. Während dieser Zustand herrscht und als ein bisher nicht erkanntes Ergebnis dieses Zustandes starker Instabilität erreicht das Material einen Zustand von Superplastizität, d.h. einen Zustand sehr hoher Duktilität, der die gewünschte Deformation ermöglicht»

Wie erwähnt, ist aber die Erfindung grundsätzlich auch ohne

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Kaltbearbeitung des Metalls anwendbar und kern also ©uf Stahl angewandt werden, ohne daß dieser· kaltgewalzt oder kaltgewalzt und getempert ist, wobei in solchen Fällen die Superplastizität hauptsächlich auf hochgradige ümwandlwngsinstabilität nach raschem Erhitzen bis auf die gewählte Temperatur zurückzuführen ist. Darüberhlnaus isfc a&iisisnehmen, daß wenigstens in manchen Fällen die Eigenschaft der Superplastizität erhöht werden kann durch das, was man eine fortgesetzte Rekristallisation bezeichnen kann, die durch die Dehnung oder andere Deformation bewirkt wird, a_ah. durch ein Sekundärphänomen oder einen Sekundarmechanisnius _s der möglicherweise in allen Fällen auftritt«,

Das Verfahren gemäß der Erfindung kann bei violen verschie« denen Stählen, am vorteilhaftesten bei Stählen von niedrigem Kohlenstoffgehalt, aber auch bei LegiermigsstSIilen und ebenso bei nicht-austenitischen rostfreien Stählen, beispielsweise ferritischen und mart ens !tischen Stählen des» ^S34OO series" für die Herstellung stark oder kompliziert verforsi» ter Körper angewandt werden.

Die Figuren 1 bis 5 der Zeichnungen sind Auftragungen der Werte verschiedener Verformungseigenschaften gegen die Temperatur, nämlich eine Temperatur, auf. die Probestücke aus dem Stahl, AISI 1006, sehr rasch erhitzt und bei der sie dann erfindungsgemäß gehalten wurden, und veranschaulichen die ungewöhnlichen Ergebnisse, die bei der Temperatur der starken mikrostrukturellen Instabilität erhalten werden. Insbesondere ist

Figur 1 eine Auftragung der Bruchdehnung gegen die Prüftemperatur für den Stahl, der bis zu 50$ Dickenverminderung (reduction of 50$) kaltbearbeitet war,

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Figur 2 eine Auftragung einer gleichmäßigen Querschnittsverringerung, d.h. Verringerung ohne Einschnürung, gegen die Prüftemperatur, wiederum nach 50^-iger Kaltbearbeitung,

Figur 3 eine Auftragung der maximalen Deformationsbelastung gegen die Prüftemperatur (50# Kaltbearbeitung) ,

Figur 4 eine Auftragung der Bruchdehnung, wie Figur 1, jedoch für Prüfstücke, die nicht kaltbearbeitet waren, und

Figur 5 eine Auftragung der Bruchdehnung, wie Figur 1, für Gruppen von Prüfstücken, die zu JO$ bzw. 90$ kaltbearbeitet waren.

Die Figuren 6 bis 11 sind Auftragungen der Deformationseigenschaften gegen die Prüftemperatur entsprechend den Figuren 1 bis 5 für Prüfstücke aus einem anderen Stahl, nämlich AISI 1018. Insbesondere ist

Figur 6 eine Auftragung der Bruchdehnung für Prüfstücke, die 50$ kaltbearbeitet sind,

Figur 7 eine Auftragung einer gleichmäßigen Querschnittsverminderung nach 50^-iger Kaltbearbeitung,

Figur 8 eine Auftragung der maximalen Deformationsbelastung bei 50^-iger Kaltbearbeitung,

Figur 9 eine Auftragung der Bruchdehnung für Prüfstücke ohne Kaltbearbeitung,

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Figur 10 eine Auftragung der Bruchdehnung für Gruppen von Prüfstücken, die einer 70#-igen bzw. 90^-igen
Kaltbearbeitung unterworfen waren, und

Figur 11 eine Auftragung der maximalen Deformationsbelastung für Prüfstücke ohne Kaltbearbeitung.

Figur 12 ist ein Phasengleichgewichtsdiagramm Eisen/Kohlenstoff, bei dem die Temperatur gegen den Kohlenstoffgehalt von reinen Eisen/Kohlenstoff-Systemen aufgetragen ist und das die Auswahl der für die Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung besonders geeigneten Temperaturen ermöglicht, wobei beispielsweise für die hypoeutektoiden Zusammensetzungen zwei Zwischengrenzen, die
Phasengemische aus 75# α und 2F$ W sowie 50# α
und 50$ fs jede in dem Diagramm bezeichnet, kennzeichnen, eingetragen sind.

Das Verfahren gemäß der Erfindung ist insbesondere auf sogenannte hypoeutektoide Zusammensetzungen, d.h. Stähle, deren Kohlenstoffgehalt unter dem eutektoiden Wort liegt, beispielsweise 0,8# bei gewöhnlichem Kohlenstoffstahl, anwendbar. Die Bevorzugung dieses niedrigen Kohlenstoffgehaltes
steht in Beziehung zu der Tatsache, daß in dem gewöhnlichen Gleichgewichtsdiagramm für solche Stähle, wie Figur 12, ein Gebiet, das gewöhnlich mit den Buchstaben α plus $ bezeichnet wird und hier durch die V-, α- und a-Cementit-Gebiete
begrenzt ist, in einem Temperaturbereich von im allgemeinen etwa 725 bis zu 900⁰C (about 1350⁰F to varying higher points up to about 1650⁰F) existiert, in dem eine stabile Struktur mit einer Zusammensetzung aus sowohl der α- als auch der a-Phase von Eisen erreicht werden kann. Bei dem Verfahren ge- mäß der Erfindung ist jedoch die Einstellung dieses Gleichgewicht eβ zur Erzielung der Superplastizität nicht notwendig. ^elnehr beruht das Verfahren auf der Entdeckung, daß eine

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starke mikrostrukturelle Instabilität, die ihrerseits die gewünschte Superplastizität ergibt, auftritt, wenn der Stahl rasch von niedriger Temperatur (worunter jede Temperatur, die ausreichend unter dem gewählten Wert liegt und bei der keine Umwandlung und auch, wenn eine beträchtliche KaltUmwandlung erfolgt ist, keine Rekristallisation erfolgt, zu verstehen ist) bis zu dem gewünschten Wert erhitzt und dann bei diesem Wert gehalten wird, um eine solche Instabilität zu entwickeln und für eine Deformation unter Beanspruchung zu nützen. Von wesentlicher Bedeutung ist, daß in dieser α- plus IT-Zone die Phasenänderung erheblich ist und fc einerseits kurzzeitig, andererseits aber lang genug ist, um die gewünschte rasche Deformation durchzuführen.

D.h. die Erfindung ist insbesondere auf Stähle, wie die oben erwähnten hypoeutektoiden Kohlenstoffstähle, anwendbar, bei denen das Gleichgewichtsdiagramm ein Gebiet der Koexistenz von zwei Phasen, beispielsweise sowohl der Ferrit- als auch der Austenit-Phase aufweist oder, wie allgemeiner durch ein solches Phasendiagramm dargestellt, ein Gebiet aufweist, bei dem α-Eisen und äf-Eisen im Gleichgewicht miteinander stehen. Bei gewöhnlichen Stählen liegt das Eutektoid bei einem Kohlenstoffgehalt von etwa 0,8^. Bei Legierungsstählen und insbesondere den nicht-austenitisohen rostfreien Stählen, bei-" spielsweise den sogenannten ferritischen oder martensitischen Stählen der "400 series", liegen die Verhältnisse etwas anders. Trotzdemgibt es für viele verschiedene Stähle, insbesondere solche mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, ein Austenit/Ferrit-Gebiet, das für eine optimale Anwendung der Erfindung genützt werden kann, indem man eine optimale Temperatur, auf die der Stahl rasch aufgeheizt und bei der er gehalten wird, um eine hochgradige zeitweilige Instabilität zu erzielen, wählt.

In gewissem Ausmaß ist das Verfahren gemäß der Erfindung

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aber auch auf andere Stähle, vorteilhafterweise auf solche mit niedrigem Kohlenstoffgehalt von beispielsweise nicht mehr als IJi, anwendbar, sofern eine Temperatur auffindbar is.t, auf die der Stahl erhitzt und bei der er gehalten wird, um einen Zustand von Umwandlungsinstabilität zu erzielen, der, auch wenn er sehr kurz ist, doch ausreichend sein kann, um eine Deformation unter Beanspruchung zuzulassen. Die Auswahl und das Aufrechterhalten einer solchen Temperatur kann jedoch besondere Sorgfalt erfordern, insbesondere um eine so rasche Phasenumwandlung zu verhindern, daß eine praktische Ausnützung der Instabilität der MikroStruktur gemäß der vor-, liegenden Erfindung unmöglich gemacht wird. Wenn außerdem aus einer fortschreitenden Rekristallisation Nutzen gezogen werden soll - wobei eine solche Rekristallisation als die Umwandlung eines bei der Kaltbearbeitung entstandenen Gefüges aus großen langgestreckten Kristallen in ein Gefüge aus feinen äquiaxialen . Kristallen zu verstehen ist - muß beachtet werden, daß die Zeit dieser Rekristallisation mit dem Auftreten der Umwandlungsinstabilität zusammenfällt.

Gemäß der Erfindung k».nn das ungewöhnliche Verformungsvermögen der wie beschrieben wärmebehandelten Stähle zur Herstellung der verschiedensten Gegenständen,,wie sehr langgestreckter Teile, tassenartiger Elemente oder rohrförmiger Gehäuse oder an einem Ende geschlossener zylindrischer oder anders geformter Teile, Hohlkörper, wie Kühlschrankgehäuse, Radkappen, Karosserieteile für Autos und dergl., ausgenützt werden. PUr die Herstellung solcher Teile waren häufig eine ganze Reihe von Verformungsstufen erforderlich, beispielsweise aufeinanderfolgendes Kaltverformen, beispielsweise Pressen, Ziehen oder eine andere Deformation mit zwischengeschaltetem Tempern. Da bei dem Verfahren gemäß der Erfindung die Zuggeschwindigkeit in dem Bereich von 100 bis 1000 je Mi-. nuts liegen kann und da die Eigenschaft der Superplastizität eine beträchtliche Herabsetzung der erforderlichen Deforma-

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tionsbeanspruchung mit sich bringt, können nach dem Verfahren der Erfindung in äußerst wirtschaftlicher Weise Fertig- oder Halbfertigartikel in einem oder nicht mehr als wenigen Verformungsstufen aus vielen verschiedenen Stählen des Handels, einschließlich billigen Stählen, wie den gewöhnlichen Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, hergestellt werden.

Als Beispiele für das Verfahren der Erfindung wurde eine große Anzahl von Prüfungen mit Prüfstücken aus gewöhnlichen Kohlenstoffstählen, wie oben genannt, nämlich AISI 1006 (0,06# Kohlenstoff) und AISI 1018 (0,20# Kohlenstoff), d.h. reichlich unter dem Eutektoid, durchgeführt. Der 1006-Stahl war mit Aluminium behandelt (aluminum killed); jedoch ist die Anwesenheit oder Abwesenheit einer solchen Bedingung ohne wesentlichen Einfluß auf die Erfindung. Die Stähle hatten den üblichen Mangangehalt (unter 0,39$ bzw. 0,67#) und entsprachen vollständig den üblichen NichtIegiemngsstählen mit üblichem Gehalt an Phosphor und Schwefel. In

Fall war eine Verarbeitung durch Heißwalzen erfolgt.

Für die Durchführung der Prüfungen wurden zylindrische Prüfstücke von 0,63 cm Durchmesser und 20,2 cm Länge (1/4 inch diameter by 8 inches long) durch Bearbeiten geeigneter Stücke hergestellt. Wenn vor der Prüfung eine Kaltbearbei-P tung erfolgte, waren die Stücke in üblicher Weise ohne zwischengeschaltetes Tempern kalt ausgewalzt worden. Insbesondere wurden Prüfstücke verwendet, bei denen das Metall überhaupt keiner Kaltbearbeitung und Kaltbearbeitungen bis zu Dickenverminderungen von 50% bzw. 7Q# und 90$ unterworfen worden war. Das Kaltwalzen erfolgt in der notwendigen Anzahl von Durchgängen, vorzugsweise in der gleichen Richtung. ,Damit das Auftreten der Rekristallisation bei der Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung voll ausgenützt wird, erfolgt die Kaltverarbeitung, ohne daß zwischendurch getempert wird. Irgendeine Vorbehandlung (die bei diesen Prüfungen

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nicht angewandt wird), die Kaltbearbeitung und Tempern beinhalten kann, bleibt außer Betracht* Die Kaltbearbeitung kann in üblicher Weise, beispielsweise durch Walzen, Schmieden oder dergl., erfolgen.

Bei allen Prüfungen dieser Serie wurden die Prüfstücke rasch, d.h. mit einer Geschwindigkeit von 67"C/sek (120⁰F per second) oder etwa einer solchen Geschwindigkeit auf die Prüftemperatur erhitzt, und die Probe wurde für eine bestimmte kurze Zeit, die für die Stücke aus 1006-Stahl 5 Sekunden und für diejenigen aus 1018-Stahl 10 Sekunden betrug, bei dieser Temperatur gehalten, wonach jedes Prüfstück, während es noch bei dieser Temperatur gehalten wurde, einer raschen Verformung, beispielsweise mit einer Kreuzkopfgeschwindigkeit (cross head speed) von 2350 cm/min (90 inches per minute), unterworfen wurde. Die zum Erhitzen, Einhalten der Temperatur und Deformieren der Prüfstücke verwendete Anlage war eine im Handel unter den Namen ".Gleeble" erhältliche Vorrichtung^ die für andere Prüfungen von Hochtemperatureigenschaften, beispielsweise bei geschweißten Gefügen, bestimmt ist.

Bei den Prüfungen wurdenr die Deformationseigenschaften bei verschiedenen Temperaturen, nämlich den Temperaturen, auf die die Prüfstücke erhitzt und bei denen sie gehalten wurden, bestimmt, und die Ergebnisse veranschaulichten das Auftreten und die Ausnützung der Superplastizität gemäß der Erfindung, die auf die mikrostrukturelle Instabilität bei einer Temperatur in dem Austenit/Ferrit-Bereich dieser Stähle zurückzuführen ist. Um die Superplastizität am besten zu veranschaulichen, erfolgte jede Deformationsprüfung bei diesen Beispielen auf Zugeigenschaften, d.h. alle Deformationen erfolgten durch Anwendung von nur Zugbeanspruchung, die zwischen Elementen zum Festhalten der Endteile der Prüfstücke ausgeübt wurde. Es ergab sich, was auch durch die anderen Untersuchungen bestätigt wurde, daß die außerordentlich hohe

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Duktilität, die bei diesen Prüfungen auftrat, durch andere ungewöhnlich überlegene Deformationseigenschaften, beispielsweise beim Verpressen zu tiefen oder komplexen Formkörpern völlige Anpassung an komplizierte Matrizenformen und dergl., begleitet war.

Als ein Index für die Superplastizität wurde die Bruchdehnung unter Zugbeanspruchung gewählt. Zum Vergleich von Proben gleicher Form und Größe, die in gleicher Weise in der Vorrichtung gehalten wurden, wurde diese Dehnung einfach als die Gesamtlängenzunahme der gestreckten Probe bis zum Zerreißpunkt gemessen. Die Tatsache, daß bei jedem Prüfstück unmittelbar vor dem Zerreißen an der Stelle des Zerreißens eine Einschnürung erfolgte, beeinträchtigte den Vergleichswert der Ergebnisse nicht, da sich zeigte, daß die großen Werte'für die Längenzunahme, die bei den Prüftemperaturen gemäß der Erfindung erzielt wurden, eine gute Veranschaulichung der Zunahme einer einschnürungsfreien Dehnung des freien Mittelteils des Prüfstückes, der eine wirksame Länge (gauge length) von etwa 2,54 cm hatte, war.

Figur 1 zeigt das Ergebnis solcher Versuche für verschiedene Prüfstücke aus 1006-Stahl, die bis zu einer Dickenverminderung von 500 kaltbearbeitet waren. Die Prüfstücke, die aus dem kaltbearbeiteten Metall hergestellt waren, wurden, wie in Figur 1 gezeigt, rasch auf verschiedene Prüftemperaturen erhitzt und bei diesen Temperaturen gehalten und wie oben beschrieben gedehnt. Wie aus Figur 1 ersichtlich, existiert ein ausgesprochenes Maximum der Bruchdehnung bei Temperaturen in dem Bereich von etwa 745 bis etwa 842"C bei einem Optimum von etwa 8l5°C (1375°F to about 155O°F, optimum 1500⁰F). Diese Werte fallen mit dem a- plus If-Bereich des Gleichgewichts diagramms von Figur 12 zusammen, wobei der Wert von etwa 815⁰C im wesentlichen derjenige 1st, für den im Gleichgewicht, beispielsweise nach längerem Halten und Stabilisier

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ren, das Metall (0,06# Kohlenstoff) aus etwa 75J6 Ferrit und 25# Austenit, genommen aus der Figur für reines Eisen/ Kohlenstoff, besteht. Die tatsächlichen Phasengrenzen für Legierungen der Technik verschieben sich zufolge der Anwesenheit von Mn, P, S, Al, Si usw.

Ein anderer Wert, der von noch etwas größerer Bedeutung ist, nämlich das Ausmaß einer gleichförmigen Flächenverminderung, die bei der Dehnung bei verschiedenen Prüftemperaturen erhalten werden kann, wurde gemessen und in Figur 2 aufgetragen. Dieser Wert ist ein Maß für die maximale Querschnittsverminderung, die in jedem Fall vor dem Auftreten einer Einschnürung erzielt wird. Dieser Wert wird als ein Maß für die Superplastizität oder Duktilität genommen, da es Ziel der Erfindung ist, eine starke Deformierbarkeit ohne Einschnürung oder eine äquivalente lokale Wirkung bei dem der gewünschten Deformation unterworfenen Werkstück zu erzielen. Der bei diesen Prüfungen ermittelte Wert ist eine Funktion des Verhältnisses der ursprünglichen Querschnittsfläche des Prüfstabes zu der Querschnittsfläche unmittelbar vor Auftreten der Einschnürung und ist zweckmäßig ein logarithmischer Wert e_n der definiert ist als

e_D - 2 in Do
^Df

in der D der Anfangsdurchmesser und D-. der Letzdurchmesser ist und der Faktor 2 die überführung in ein Flächenverhältnis ermöglicht. Die bei verschiedenen Prüftemperaturen erhaltenen e_ß-Werte sind in Figur 2 zusammengestellt. Die Prüf stücke (1006-Stahl) waren die gleichen wie in Figur 1. Die - prozentuale Dehnung kann mit Bezug auf die e_ß-Werfce def1-. eiert werden; d.h. e^-Werte von Q,^ bis 0,8 entsprechen ,el&er gleichmäßigen Dehnung von etwa 50# bis 125$. Die norgleichmäßige Dehnung dieser Stähle beträgt etfra 25 bis oder darunter.

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Auch in Figur 2 erscheint ein scharfes Maximum bei etwa 815⁰C (150O⁰F), aber auch in den benachbarten Bereichen innerhalb des Gebietes Austenit/Ferrit erscheinen brauchbare Werte. Insbesondere werden Werte von e~ von 0,4 bis über 0,5 (d.h. Dehnungen oder Elongationen über 65#) in dem wirksamen Temperaturbereich von Werten von 0,1 (10$ Dehnung) und weniger sowohl darunter als auch darüber gemessen.

Eine weitere mit der Superplastizität verbundene äußerst erwünschte Eigenschaft ist die starke Verminderung der erforderlichen Deformationsbelastung, d.h. der zur Verformung des Werkstückes erforderlichen Beanspruchung. An den Prüfstücken aas 1006-Stahl, die bis zu 50# kaltbearbeitet waren, wurden Messungen der für eine Zugdeformation bei verschiedenen Prüftemperaturen erforderlichen maximalen Belastung durchgeführt; d.h. es wurde das während der kurzen Verformungszeit erreichte Maximum der angewandten Beanspruchung gemessen. Die Ergebnisse sind in Figur 3 aufgetragen und zeigen ein Minimum der Verformungsbelastung bei etwa 815Έ (1500⁰F) bei einem anwendbaren Superplastizitätsbereich, der allgemein demjenigen der Figuren 1 und 2 entspricht. Insbesondere sinkt die erforderliche Zugbelastung bis reichlich unter 454 kg (1000 pounds) und tatsächlich bis nahe an 227 kg (5OO pounds) von Werten in dem Bereich von 907 bis 1360 kg (2000 to 3000 pounds) bei niedrigeren Temperaturen. Andere Untersuchungen haben gezeigt, daß die maximale Zugbelastung bei höheren Temperaturen als den in dieser Auftragung genannten wieder steigt. Die für die Prüfung verwendete Vorrichtung verhinderte eine Erweiterung der Untersuchung in diesen Bereich und die Ermittlung von Kurven bei über 8/0"C (16OO°F) bei diesen Prüfreihen.

An Prüfstücken aus 1006-Stahl, die einer anderen Vorbehandlung als die für die in Figur 1 zusammengestellten Messungen verwendeten unterworfen waren, wurden Prüfungen auf Bruch-

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dehnung, die in gleicher Weise durchgeführt wurden, wie die von Figur 1, durchgeführt. Insbesondere zeigt Figur 4 die Ergebnisse mit Prüfstücken, die keiner Kaltbearbeitung unterworfen waren, und auch Figur 4 zeigt ein ausgesprochenes Maximum der Duktilität bei etwa dem gleichen Wert, d.h. etwa 815⁰C (1500⁰F).

Die Ergebnisse entsprechender Prüfungen an Prüfstücken, bei denen der Stahl in verhältnismäßig großem Ausmaß kaltbearbeitet worden war (ohne Tempern), sind in Figur 5 zusammengestellt. Die Kreise zeigen die Prüfwerte von Prüfstücken, die bis zu 70$ und die Dreiecke diejenigen von Prüfstücken, die bis zu 90$ Dickenverminderung kaltbearbeitet waren. Die Überlegenheit der Bruchdehnung bei und in der Nähe der Optimaltemperatur von 815⁰C (1500⁰F) (Zunahmen von beträchtlich mehr als 5,1 cm [2 inches]) ist sehr groß, und zwar insbesondere für das bis zu 90$ kaltbearbeitete Metall.

Als zweites Beispiel zur Veranschaulichung der Erfindung wurden entsprechende Prüfungen mit Prüfstücken aus 1018-Stahl durchgeführt. Für Metall, das bis zu 50$-iger Dickenverminderung kaltbearbeitet war, sind in Figur 6 die Werte der Bruchdehnung (Maximum nahezu 5*1 cm [2 inches]) aufgetragen, während Figur 7 das Ausmaß einer gleichmäßigen Flächenverringerung (Maximalwert von e_D 0,6 bis 0,8+) zeigt und Figur 8 die maximale Deformationsbelastung (niedrigster Wert 454 kg [1000 pounds]) jeweils für verschiedene Prüftemperaturen zeigt. Die Kurven entsprechen qualitativ denen der Figuren 1, 2 und 3 und zeigen eine sehr starke Zunahme der Duktilität und eine starke Abnahme der erforderlichen Zugbeanspruchung bei den für diese Legierung optimalen Temperaturen, insbesondere einer Temperatur in dem Bereich von etwa 730 bis 786⁰C (1550 to 145O°F), nämlich Temperaturen um etwa 76O⁰C (14OO°F).

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Auch bei dem^lOl8-Stahl wurden Prüfungen mit Prüfstücken, die überhaupt keiner Kaltbearbeitung unterworfen waren und solchen, die einer stärkeren Kaltbearbeitung unterworfen worden waren unter sonst gleichen Bedingungen, wie sie für Figur 6 angewandt wurden, durchgeführt. Insbesondere zeigt Figur 9, daß ein Stahl, der keiner ein ziemlich scharfes Maximum der Bruchdehnung bei etwa 76O⁰C (I²K)O⁰F) aufweist (Spitzenwert etwa 5,1 cm [2 inches]), und daß auch gemäß Figur 10 für den bis zu 70# kaltbearbeiteten Stahl (Kreise) und den bis zu 90$ kaltbearbeiteten Stahl (Dreiecke) die optimalen Temperaturen bei etwa 76O⁰C (l400°F) liegen, und damit gleich denen der Figuren 6 bis 9 sind (Spitzenwerte ψ beträchtlich über 5,1 cm [2 inches]).

Entsprechend Figur 8 wurden Prüfungen der maximalen Deformationsbelastung (Zugbelastung) durchgeführt und in Figur aufgetragen und zwar für 1018-Stahl Prüfstücke, die keiner Kaltbearbeitung unterworfen worden waren. Es ergibt sich ein Mindestwert (etwa 454 kg gegenüber anderen Werten von bis zu I56O kg [about 1000 pounds, as against other values up to 3OOO pounds]) in der Nähe der optimalen Temperatur von 760⁰C (l400°F), was eine äußerst erwünschte Begleiterscheinung der Superplastizität ist.

fc Aus diesen und anderen Prüfungen ergibt sich, daß durch die vorliegende Erfindung eine ungewöhnlich hohe Duktilität, die kennzeichnend ist für den superplastischen Zustand, erzielt wird, wodurch eine starke Deformation bis zu Elongationen von beispielsweise 50# und reichlich darüber und gewöhnlich in der Größenordnung von ίθϋ# und darüber, beispiels weise j500# bei optimalen Bedingungen möglich wird. Günstige Ergebnisse werden schon mit einem Material, das keiner Kaltbearbeitung unterworfen wurde, erzielt, jedoch werden überlegene Verteilte erzielt, wenn das Metall zuvor einer Kaltbearbeitung bis zu etwa 70# oder darüber unterworfen wurde. Das Verfahren ist von großer technischer Bedeutung, da es

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nur ein kurzzeitiges Erhitzen des Werkstückes bis zu der gewünschten Umwandlungstemperatur und Einhalten dieser Temperatur des Werkstückes für eine kurze Zeit, um die erhebliche mikrostrukturelle Instabilität zu entwickeln, erfordert, wonach die gewünschte Deformation unter verhältnismäßig sehr geringer Beanspruchung rasch erfolgen kann.

Bei Zusammenfassung der obigen Beispiele und unter Berücksichtigung weiterer experimenteller Arbeit gleicher Art ergibt sich als eine derzeit bevorzugte Durchführungsform des Verfahrens der Erfindung für gewöhnliche Kohlenstoffstähle mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,8# das folgende: Das Werkstück wird rasch mit einer Geschwindigkeit von bis 93°C/sek (100 to 200⁰F per second) auf die gewählte Temperatur in dem Zweiphasengebiet, vorzugsweise eine Temperatur, bei der, wenn man sie bis zu der Stelle der Stabilisierung beibehält, eine MikroStruktur von etwa 50$ Ferrit und 50# Austenit erhalten wird, erhitzt. Nachdem diese Temperatur für kurze Zeit, beispielsweise 5 bis 10 Sekunden, beibehalten ist, wird das Werkstück unter Beanspruchung, zweckmäßig mit einer Zuggeschwindigkeit bis zu 10/min und vorteilhafterweise in dem Bereich von 100 bis 1000/min deformiert. Die maximale Superplastizität wird offensichtlich dann erreicht, wenn der Stahl zuvor in beträchtlichem Ausmaß von beispielsweise JO$ und darüber und vorzugsweise etwa 90# einer Kaltbearbeitung unterworfen wur de. Für den AISI 1006-Stahl kann die gewählte Temperatur (optimale Temperatur 815⁰C [1500⁰F]) in dem Bereich von bis 845«€ (1475 to 155O°F) liegen, während für AISI 1018-Stahl der bevorzugte Bereich zwischen 76Ο und 775⁰C (I²K)O to 1425°F) liegt.

Wesentlich ist, daß die Behandlungstemperatur durch Er-

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hitzen des Metalls ausgehend von einem sehr viel niedrigeren Wert, zweckmäßig etwa Zimmertemperatur oder wenigstens einige hundert Grad unter der Umwandlungstemperatur erfolgt. Sofern Rekristallisationswirkungen von Bedeutung sind, muß das Aufheizen von einer Temperatur unter der eines Temperas erfolgen. Die Geschwindigkeit des Erhitzens ist vorzugsweise sehr rasch, d.h. liegt beispielsweise in dem oben erwähnten Bereich, obwohl auch beträchtlich geringere Geschwindigkeiten noch anwendbar sind, insbesondere wenn das Einsetzen der erheblichen Instabilität nicht auftritt, bevor die gewünschte Temperatur erreicht ist. Im allgemeinen sollen die Aufheizgeschwindigkeiten wenigstens 5,5⁰C (10⁰P) je Sekunde, zweckmäßig H⁰C (20⁰F) je Sekunden und darüber, betragen. Ein gut anwendbarer Bereich liegt zwischen 28 und 170⁰C (50⁰F to 300⁰F) je Sekunde. Eine theoretische obere Grenze ist nicht gegeben. Zweckmäßig werden die Geschwindigkeiten des Aufheizens jedoch bei unter 280°C/sek (500 F/sec) gehalten, und tatsächlich wurde in einigen Fällen ein nicht geklärtes niedrigeres Auemaß an Superplastizität bemerkt, wenn extrem kurze Aufheizzeiten, beispielsweise über 555⁰C (1000⁰F) je Sekunde angewandt wurden. Die für das Aufheizen, ausgehend von Zimmertemperatur, erforderliche Zeit liegt normalerweise in der Größenordnung von 10 bis 12 Sekunden, wobei das Ergebnis sich nicht sehr wesentlich ändert, wenn Aufheizzeiten bis zu 60 Sekunden oder bis herunter zu 1 oder 2 Sekunden angewandt werden. Die Beziehung zwischen der Aufheizzeit und dem Auftreten einer Rekristallisation (falls eine solche erwünscht ist) bei kaltbearbeiteten Stählen ist verhältnismäßig einfach festzustellen, gewöhnlich im Lichte bekannter oder leicht zu ermittelnder Charakteristika für das Tempern des bestimmten Stahls.

In den meinten Fällen ist es erforderlich, das aufgeheizte Werkstück einjge Zeit bei der Temperatur zu halten. Geeignete Werte für Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt sind

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oben angegeben. In anderen Situationen kann die optimale Zeit durch einfachen Versuch ermittelt werden. Wenn beispielsweise eine zweckmäßige Aufheizzeit und eine geeignete Endtemperatur aus dem Phasendiagramm des Metalls gewählt ist (wobei das Minimum für gewöhnlichen Stahl gewöhnlich etwa 720*£ {1330°F} beträgt), so kann durch wenige Versuche, beispielsweise unter Anwendung verschiedener Temperatureinhaltezeiten und anschließende Deformation unter der gewünschten Dehnungsgeschwindigkeit, leicht die Temperatureinhaltezeit zur Erzielung der besten Ergebnisse srmittelt werden. Auch die Wahl der Behandlungstemperatur selbst kann mit der Dehnungsgeschwindigkeit für eine bestimmte Deformationsart oder andere Erfordernisse in Beziehung gesetzt werden, da innerhalb eines in Frage stehenden Temperaturbereiches der Bereich der Dehnungsgeschwindigkeiten mit der Temperatur steigt.

Wenn die Parameter, nämlich Behandlungstemperatur, Aufheizgeschwindigkeit und Temperatureinhaltezeit, einmal gewählt sind, ist die Durchführung des Verfahrens der Erfindung einfach und rasch. Es müssen Vorkehrungen getroffen werden, um das Werkstück, beispielsweise durch Induktion, rasch aufzuheizen und dann für die gewünschte Zeit auf der gewählten Temperatur zu halten, wofür eine geeignete Temperaturregelung erforderlich ist und wobei die Temperatureinhaltezeit die sehr kurze, für die tatsächliche Deformation erforderliche Zeit umfaßt. Die Deformation kann in irgendeiner zweckmäßigen Weise mit einer Vorrichtung, durch die das Werkstück bei der gewünschten Temperatur gehalten wird und die beispielsweise ein Teil der Heizvorrichtung sein kann, erfolgen oder das Werkstück kann aus dieser Vorrichtung in irgendeine, beispielsweise vorgeheizte, Matrize eingebracht oder es können andere Elemente benützt werden, um das Werkstück zu haltern und die für die gewünschte Verformung erforderliche mechanische Beanspruchung auszuüben.

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Danach kann die Behandlung des Formkörpers in irgendeiner gewünschten Weise erfolgen« wobei die Tatsache, daß zeitweilig ein Zustand von Superplastizität existiert hat, unberücksichtigt bleiben kann. Tatsächlich verschwindet dieser Zustand, einschließlich der beschriebenen Instabilität, gewöhnlich sofort, mehr oder weniger gleichzeitig mit der Beendigung der Verformung oder sehr kurz danach. Das Werkstück kann langsam oder rasch abkühlen gelassen werden und kann Wärmebehandlungen oder anderen Maßnahmen, wie sie üblicherweise für die Letztverwendung des Gegenstandes durchgeführt werden und in Übereinstimmung mit den metallurgischen Eigenschaften der betreffenden Legierung stehen, un- ψ terworfen werden. Tatsächlich wurde gefunden, daß in einer Anzahl von Fällen der erhaltene Gegenstand Eigenschaften besitzt, die denjenigen von Gegenständen, die nach üblichen Verfahren, wie wiederholtem Kaltbearbeiten und Tempern, hergestellt sind, Überlegen sind, insofern als sie sich durch ein feineres Korn, bessere Zähigkeit, glattere Oberfläche und auch sonst verbesserter Oberflächenqualität auszeichnen. Beispielsweise wird bei rostfreiem Stahl die als Riefelung (roping) gekennzeichnete Oberflächenbeschaffenheit verbessert oder vermieden.

Wenn zur Herstellung eines bestimmten Gegenstandes eine einzige Deformation ungenügend ist, kann das Werkstück nach dem Abkühlen in gleicher Weise weiter bearbeitet werden, d.h. indem man es erneut rasch aufheizt und bei der Temperatur der mikrostrukturellen Instabilität hält, während eine zweite Deformation durchgeführt wird, die natürlich der ersten gleich oder von ihr verschieden sein kann. Wenn es auch bei einer solchen Wiederholung oder solchen Wiederholungen nicht möglich sein mag, Vorteil aus Rekristallisationswirkungen aus einem Kaltbearbeitungszustand zu ziehen, so kann doch, wiederum eine beträchtliche Superplastizität erzielt werden.

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Die Superplastizität wird vermutlich wenigstens zu einem wesentlichen Teil durch die Änderung der Struktur (während sie erfolgt) eines Teiles des Materials von der körperzentrierten kubischen Struktur von α-Eisen, die die Phase der niedrigen Temperatur darstellt, zu der flächenzentrierten kubischen Struktur von if-Eisen, die die Phase der hohen Temperatur darstellt, hervorgerufen. D.h. es existiert sozusagen eine treibende Kraft, durch die eine solche Transformation erfolgt und die zu dem Ausmaß der Instabilität vermutlich beiträgt. Wenn das Material einer beträchtlichen Kaltbearbeitung unterworfen wurde, so entsteht auch durch die gleichzeitig erfolgende Rekristallisation eine treibende Kraft bei der Umwandlung der langgestreckten Kristalle zu sehr kleinen äquiaxialen Kristallen. Beispielsweise wurde der Formkörper unmittelbar nach der Deformation abgeschreckt, und die Prüfung der MikroStruktur zeigte ein sehr feines Korn, und es zeigte sich weiterhin, daß, sofern eine Rekristallisation erfolgt war, die Kristalle klein und äquiaxial waren.

Vermutlich kann auch dann, wenn keine vorausgehende Kaltbearbeitung erfolgt ist, die Deformation während der Transformationsinstabilität von einer sogenannten fortgesetzten Rekristallisation begleitet sein, durch die der instabile Zustand verstärkt wird. Daß vorzugsweise in dem Zweiphasengebiet gearbeitet wird, liegt daran, daß in diesem Gebiet die Instabilität für beträchtliche Zeit erhalten bleibt, so daß die Bedingungen für die Deformation besonders günstig sind und die Schwierigkeiten einer sehr genauen Zeit- und Temperaturregelung entfallen. Dabei, ist festzustellen, daß gewöhnlich nicht sehr genaue Behandlungstemperaturen eingehalten werden müssen, d.h. daß beispielsweise bei einem theoretischen Optimum von 815⁰C (1500⁰F) die gewählte Temperatur in einem gewissen Bereich, beispielsweise zwischen 800 und 845⁰C (1475 to 155O°F) liegen kann.

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Die Erfindung ist, wie oben erwähnt, auf verschiedene Stähle, die normalerweise nicht-austenitisch sind, d.h. die nichtaustenitisch bei Zimmertemperatur wie gewöhnlich verarbeitet, sind und insbesondere auf solche Stähle, die ein Zweiphasengebiet von austenitischem plus ferritischem Zustand bei speziellen erhöhten Temperaturen besitzen. Zu. diesen gehören außer den gewöhnlichen Kohlenstoffstählen, am vorteilhaftesten Stählen mit bis zu etwa 0,5# C viele verschiedene Legierungsstähle. Einige wenige Beispiele für solche Stähle, die sich für die Herstellung von Gegenständen nach dem Verfahren der Erfindung besonders gut eignen, sind diejenigen, die als 4340, 8620 und 10Β2Ό benannt werden, wobei der letztere Stahl ein Borstahl ist, der dem Stahl 1020 entspricht. Auch eine Anzahl hoch-legierter Stähle kann nach dem Verfahren gemäß der Erfindung behandelt werden* Besonders geeignet sind rostfreie Stähle der 4-00 series, wie oben erwähnt* die im allgemeinen Chromstähle mit einem Ghromgena.lt in dem Bereich von 11 bis 27# sind und gewöhnlich kein Micke! als beabsichtigten Legierungsbestandteil enthalten, abgesehen von ein oder zwei Sorten mit Nickelgehalten bis zu 2,5$. Spezielle Beispiele für rostfreie Stähle sind die AISI-Typen 4O9, 410, 430, 434 und 436 mit Kohlenstoffgehalt en bis zu etwa 0,2#. Alle obigen Stähle, d.h. sowohl die gewöhnlichen Stähle als auch Legierungsstähle oder rostfreie Stähle und einschließlich derjenigen, die gewöhnlich als Martensitstähle bezeichnet werden, können allgemein als normalerweise ferritische Stähle angesehen werden.

Die anwendbaren Verformungsverfahren sind Ziehen und Strecken, Pressen, Prägen und ähnliehe Verfahren sowie eine Anzahl von Verfahren, die oft in kaltem Zustand versucht werden, wie Schlagen, Stauchen (heading; upsetting) und ähnliche Stoßmethoden. Damit kann nicht nur eine sehr weitgehende Deformation, vorzugsweise eine-Dehnung von 100$ und mehr, sondern auch eine bessere Anpassung an kompliziert geformte Matrizen erzielt werden, so daß in vielen Fällen, wo dies bisher nicht

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möglich war, eine einstufige 'Verformung angewandt werden
kann. Tatsächlich können Teile oder Formkörper, die bisher überhaupt nicht einstückig hergestellt werden konnten,
nach dem Verfahren gemäß der 3rfindung hergestellt werden. Wie ebenfalls bereits erwähnt, können hohe Zuggeschwindigkeiten von über 1 oder vorzugsweise 10/min und tatsächlich bis zu lOOO/min oder darüber angewandt werden.

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Claims (10)

JFS-8562 Λ 16. Dezember 1971 Patentansprüche

1. Verfahren zur Herbeiführung eines Zustandes hoher Duktilität, die mit einer Deformierbarkeit bei einer gewünschten Bearbeitungsgeschwindigkeit verbunden ist, bei einem normalerweise ferritischen Stahl mit einem solchen Kohlenstoff- oder Legierungsgehalt, daß sich aus dem Gleichgewichtsphasendiagramm für die betreffende Zusammensetzung eine a/ff-Übergangstemperatur ergibt, derart daß, wenn der Stahl auf diese Temperatur erhitzt und bei dieser Temperatur gehalten wird, zeitweilig eine Instabilität der MikroStruktur erzielt werden kann, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Körper aus diesem Stahl rasch mit einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 5>5°C/sek auf diese Temperatur erhitzt, um ihm während einer Zeitspanne mikrostruktureller Instabilität, während der in dem Stahl eine wenigstens teilweise Umwandlung von α-Eisen in JT-Eisen erfolgt, die hohe Dvktilität zu verleihen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß als Stahl ein üblicher Kohlenstoffstahl mit einem Kohlenstoffgehalt in dem Bereich bis zu etwa 1% verwendet wird und daß das rasche Erhitzen mit einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 28t/sek von einer Temperatur beträchtlich unter einem Wert für die Umwandlung von α-Eisen in dem Stahl erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß als Stahl ein rostfreier Stahl der "400 series" mit einem Kohlenstoffgehalt in dem Bereich bis zu etwa 0,2$ verwendet wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3* dadurch gekennzeichnet , daß man den Stahlkörper,

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der sich durch die hohe Duktilitat auszeichnet, deformiert, indem man ihn einer raschen Deformation durch Anwendung von Zug oder einer anderen Beanspruchung unterwirft, während er bei der erwähnten Temperatur in dem Gebiet der mikrostrukturellen Instabilität gehalten wird.

5· Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet , daß man einen Stahl, der einer Kaltbearbeitung um wenigstens etwa 7O$6 unterworfen wurde, ohne daß der kaltbearbeitete Stahl getempert wurde, dem raschen Erhitzen unterwirft.

6. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß man einen um wenigstens etwa 90$ kaitbearbeiteten Stahl verwendet.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet , daß man einen normalerweise ferritischen Stahl mit solchem Kohlenstoffgehalt, dal? der Stahl hypoeütektoide Eigenschaften hat, so daß er in einem erhöhten Temperaturgebiet ein Phasenfeld besitzt, das im Gleichgewicht sowohl Ferrit als auch Austenit aufweist, verwendet.

8. Verfahren nach Anspruch 7» dadurch gekennze lehnet , daß die Geschwindigkeit des Aufheizens und die Temperatur, bis zu der aufgeheizt wird, so gewählt werden, daß der Stahl nach Erreichen dieser Temperatur und nachdem er bei dieser Temperatur gehalten ist, einer mikrostrukturellen Instabilität unterliegt, die nicht vor Ende einer Zeitspanne von wenigstens einigen Sekunden bei dieser Temperatur aufhört, und daß der Stahlkörper dann bei dieser Temperatur gehalten wird, um ihm die hohe Duktilitat während des Auftretens der mikrostrukturellen Instabilität, während der die Umwandlung in dem Stahl erfolgt, zu verleihen.

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9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als Stahl ein üblicher Kohlenstoffstahl mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,8$ verwendet und bis in einen Temperaturbereich Über etwa 720Ϊ erhitzt wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9* dadurch 'gekennzeichnet i daß der Stahl ausreichend länge in dem Gebiet der Instabilität gehalten wird, um eine Deformation mit einer Zuggeschwindigkeit von nicht über etwa lOOO/min zu ermöglichen, und daß der Körper, während er bei dieser Temperatur gehalten wird, einer Deformation unter Beanspruchung bis zu einem gewünschten Ausmaß unterworfen wird, indem man diese peanspruchung während einer Zeit, die praktisch mit wenigstens, einem Teil der ersterwähnten Zeitspanne zusammenfällt, anwendet, so daß die Deformation bewirkt wird. Während der Körper sich in einem Zustand hoher Duktilität befindet.

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