DE2355894B2

DE2355894B2 - Verfahren zum Halbwarmschmieden von Kohlenstoffstahl oder niedriglegiertem Stahl

Info

Publication number: DE2355894B2
Application number: DE19732355894
Authority: DE
Inventors: Toshihiro Minami; Eiji Nishinomiya Niina; Sinitiro Somekawa; Noboru Yamakoshi
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1972-11-08
Filing date: 1973-11-08
Publication date: 1979-01-25
Also published as: GB1454758A; FR2205574B1; DE2355894C3; DE2355894A1; FR2205574A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Halbwarmschmieden von Kohlenstoffstahl oder niedriglegiertem Stahl nach dem Oberegriff des Hauptanspruchs.

Das Halbwarmschmieden liegt im Bereich zwischen dem üblichen Gesenkschmieden und dem Kaltumformen. Während beim Gesenkschmieden bei Temperaturen zwischen 900° und 1150° C gearbeitet wird, wird beim Kaltumformen etwa bei Raumtemperatur gearbeitet. Beide Verfahren haben ihre Vor- und Nachteile. Beim Gesenkschmieden sind es die kleineren Kräfte und geringeren Arbeitsgänge verbunden mit geringerer Genauigkeit und schlechter Oberflächenbeschaffenheit durch Zunderbildung. Beim Kaltumformen sind es die größeren Genauigkeiten verbunden mit wesentlich größerer Formänderungsarbeit und viel mehr Bearbeitungsstufen. Beim Halbwarmschmieden wird vorzugsweise im Bereich zwischen 600° und 900° C gearbeitet (»Industrieanzeiger«, 91. Jahrgang, Nr. 93 vom 7. November 1969, Seite 2259 bis 2260), wobei sich die Nachteile aus den beiden vorstehend genannten Verfahren merklich verringern lassen. Das Halbwarmschmiedeverfahren ist jedoch mit dem Nachteil behaftet, daß eine Wärmebehandlung nach dem Schmieden erforderlich ist, um die erwünschten mechanischen Eigenschaften bei den geschmiedeten Erzeugnissen zu erhalten; diese Wärmebehandlung führt aber zu Verformungen und zu Restspannungen in den Schmiedeerzeugnissen und/oder zu verschlechterter Dimensionsgenauigkeit.

Aus der Zeitschrift »Industrieanzeiger«, 92. Jahrgang, Nr. 65 vom 7. August 1970, Seite 1566 bis 1567 ist ein Verfahren zum Halbwarmschmieden von Kohlenstoffstahl oder niedriglegiertem Stahl bekannt, wobei der Stahl durch Kaltverformen vorbehandelt und dann dem Halbwarmschmieden bei einer Temperatur im Bereich von 450°C bis zum A_c i-Umwandlungspunkt (721°C) unterworfen wird. Bei diesem Verfahren wird eine hohe Dimensionsgenauigkeit und gutes Oberflächenaussehen ähnlich wie beim ausschließlichen Kaltumformen bzw. -pressen dadurch erreicht, daß außer dem Spannungsfreiglühen bei ca. 650°C keine Wärmebehandlung nach dem Halbwarmschmiedevorgang mehr erforderlich ist. Außerdem werden durch dieses Kaltverformen vor dem Halbwarmschmieden geringe Festigkeitsverbesserungen gegenüber einem ausschließlich angewandten Halbwarmschmiedeverfahren erzielt Nachteilig sind jedoch die vielen Verfahrensstufen und die hohe Werkzeugbelastung während des vorgeschalteten KaItvenormens, was einen großen Zeitaufwand und hohe Produktionskosten bzw. hohen Werkzeugverschleiß bedeutet
Aufgabe der Erfindung ist es deshalb, ein Verfahren

ίο zum Halbwarmschmieden von Kohlenstoffstahl oder niedriglegiertem Sitahl zu schaffen, bei dem die zeitraubende aufwendige Wärmebehandlung nach dem abschließenden Kaltwarmschmieden ebenfalls vermieden wird, das aber mit weniger Verfahrensstufen und mit geringerem technischen Aufwand, wie z. B. Werkzeugverschleiß, auskommt und bei dem die mechanischen Eigenschaften des erhaltenen Stahls, wie dessen Festigkeit, Zähigkeit, Kerbschlagzähigkeit, Dauerstandfestigkeit, Wechselfestigkeit, das Aussehen und die Dimensionsgenauigkeit auch wesentlich verbessert sind. Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch die im kennzeichnenden Teil des Hauptanspruchs angegebenen Merkmale gelöst Eine vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung findet sich im Unteranspruch.

Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Schmiedeprodukte weisen die geforderten mechanischen Eigenschaften auf, wobei eine ausgezeichnete Kombination von verbesserten mechanischen Eigenschaften trotz fehlender Wärmenachbehandlung

jo erreicht wird. Wegen der hier nicht mehr erforderlichen Wärmenachbehandlung sind auch die Dimensionsgenauigkeit und die Oberfläche der erhaltenen Schmiedeprodukte verbessert Weiterhin wird das Herstellungsverfahren außerordentlich verkürzt und vereinfacht, da eine Reihe von Vorbehandlungsstufen, wie Anlassen und Weichglühen vor dem Kaltschmieden beim vorstehend erläuterten bekannten Verfahren wegfallen und eine Wärmenachibehandlung unnötig ist Außerdem wird die für das Kaltschmieden typische hohe Werkzeugbeanspruchung, die die Lebensdauer der Werkzeuge außerordentlich verkürzt, vermieden.

Durch das Halbwarmschmieden in einem relativ niedrigen Temperaturbereich von 450⁰C bis zum Ac i-Umwandlungspunktt kann außerdem das bei hohen Schmiedetemperaturcn auftretende starke Schwinden des Werkstücks unterdrückt werden, während durch die beim erfindungsgemäßen Verfahren vor dem eigentlichen Halbwarmschmieden vorgenommene Wärmevorbehandlung in Form einer Erhitzung auf eine Temperatür oberhalb des A_c ι-Umwandlungspunktes und gegebenenfalls einer Warmverformung die Wärmenachbehandlung der gefertigten Schmiedeteile vermieden werden kann, so daß die Schmiedeteile neben einer ausgezeichneten Diniensionsgenauigkeit auch ein vorzügliches Aussehen !bei geringster Zunderbildung auf ihrer Oberfläche aufweisen. Die fertigen Schmiedeteile sind frei von Verwerfungen oder Verkrümmungen und von Restspannungen.

Die erfindungsgemäße Wärmevorbehandlung vor

bo dem abschließenden Halbwarmschmieden kann sowohl aus einer Erhitzung, gegebenenfalls in Verbindung mit einer Warmverformung, aus einer Härtung oder aus Härtungs- und AnlaBbehandlungen bestehen. Dabei werden die gewalzten oder normalisierten Ausgangsstähle auf eine Temperatur zwischen dem Ac ι- und dem A_C3-Umwandlungspunkt erhitzt, dann wieder abgekühlt bzw. einer Härtung unterworfen, wobei der Stahl beide Phasen Ferrit und Austenit aufweist, und anschließend

das Halbwarmschmieden im vorstehend beschriebenen Temperaturbereich von 450⁰C bis zum Aci-Umwandlungspunkt ausgeführt, wobei die Temperatur der Ausgangsstähle infolge der beim Schmieden gebildeten Schmiedewärme bis zu einer Temperatur nahe dem Acs-Umwandlungspunkl oder darüber erhöht wird. Beim Halbwarmschmieden verursacht der Austenit, der vor dem Schmieden durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung gebildet worden ist, uaJ der Austenit, der bei der Temperatursteigerung infolge der Schmiede »,arme beim Halbwarmschmieden gebildet worden ist, eine Umwandlung, wodurch sich eine Struktur ergibt, die relativ feinere Austenit-Körner hat Wenn so geschmiedete Stähle abgekühlt werden, erhält man eine feinere Martensit-Struktur. Gewünschtenfalls können nach der genannten Wärmevorbehandlung und vor dem abschließenden Halbwarmschmieden auch noch zusätzliche Härtungs- und Anlaßbehandlungen durchgeführt werden. Erfindungsgemäß kann weiterhin die Anlaßbehandlung gleichzeitig während des Warm-Verformungsvorgangs ausgeführt werden, um so von einer eigenen Anlaßbehandlung abzusehen, wodurch sich beträchtliche Vorteile bei der Erzeugung von Schmiedeteilen ergeben.

Falls nach dem erfindungsgemäßen Verfahren die Stähle bei ihrer Wärmevorbehandlung vor dem abschließenden Halbwarmschmieden auch noch warmverformt werden, soll die Erhitzungstemperatur hoch genug liegen, um die Stähle infolge der Schmiedewärme zu austenitisieren. Aus diesem Grund soll die Temperatür der zu erhitzenden Stähle oberhalb des Ac; Umwandlungspunktes der Stähle gehalten werden. Wenn jedoch die Warmverformungsgeschwindigkeit, d. h. die Schmiedegeschwindigkeit oder Bearbeitungsgeschwindigkeit, in der vorbereitenden Wärmebehandlungsstufe relativ gering ist, erhält man einen geringeren, durch die Schmiedewärme verursachten Austenitisierungsgrad der Stähle, so daß die gewünschte Zähigkeit und Festigkeit selbst durch Ausführung einer Wärmebehandlung nach dem Halbwarmschmieden nicht mehr erreicht werden kann.

Aus diesem Grund soll die Temperatur der Stähle bei der erfindungsgemäßen Wärmevorbehandlung, die eine Warmverformung, beispielsweise ein Schmieden, einschließen kann, vorzugsweise im Bereich vom A_c3-Um- wandlungspunkt —50⁰C bis zum Ac3-Utnwandlungspunkt liegen. Wenn andererseits bei dieser Wärmevorbehandlung, auf die eine Warmverformung, etwa ein Warmschmieden, folgt, auf eine Temperatur oberhalb des Acs-Umwandlungspünkts erhitzt wird, wird die Temperatur dieser Stähle während der Warmverformung zu stark erhöht, um eine feinere Struktur zu erhalten; dies führt dazu, daß man keine Verbesserung hinsichtlich der Zähigkeit der Stähle erzielt

Die Stähle, die im Rahmen der erfindungsgemäßen Wärmevorbehandlung einer Erhitzung, gegebenenfalls in Verbindung mit einer Warmverformung, etwa einem Warmschmieden, unterworfen worden sind, werden anschließend einer Abkühlungshärtung unterzogen, um so eine feine Martensit-Struktur auszubilden. Dabei wi kann man für das Härten nach diesem vorbereitenden Warmschmieden die ölkühlung anwenden. Wenn die Stähle jedoch kleine Gestalt haben, kann auch eine Luftkühlung angewandt werden.

Auch wenn die Stähle in der vorbereitenden Warmverformungsstufe nicht vollständig austenitisiert worden sind, ist es unschädlich, wenn ein Teil der Ferrit-Struktur darin verbleibt Die so gehärteten Stähle werden schließlich angelassen und normalisiert, damit man die erwünschte Festigkeit und Zähigkeit erhält

Anschließend an diese erfindungsgemäße Wärmevorbehandlung, die gegebenenfalls in Verbindung mit einer Warmverformung ausgeführt werden kann, wird das abschließende Halbwarmschmieden der Stähle bei einer Temperatur im Bereich von 450°C bis zum Ad-Umwandlungspunkt durchgeführt.

Wenn die Schmiedetemperatur bei diesem abschließenden Halbwarmschmieden unter 450⁰C, d.h. im Blaubruchbereich, liegt, wird der Bearbeitungswiderstand gesteigert; dieser Temperaturbereich ist also für die Umformung von Stählen am wenigsten geeignet Wenn andererseits die Schmiedetemperatur beim abschließenden Halbwarmschmieden den Ac₁-Um-W3ndlungspunkt übersteigt wird die während des Halbwarmschmiedens erreichte Temperatur zu hoch, wodurch der durch die erfindungsgemäße Wärmevorbehandlung erzielte Effekt neutralisiert wird, so daß man bei den erzeugten Schmiedeteilen nicht die verbesserte Zähigkeit erhält Je größer die Erhitzungsgeschwindigkeit und je kürzer die Erhitzungszeit in dem vorstehend genannten Halbwarmschmiedetemperaturbereich ist, desto bessere mechanische Eigenschaften werden beim abschließenden Halbwarmschmieden erzielt Diesbezüglich soll die Erhitzungsgeschwindigkeit vorzugsweise oberhalb 30°C/Minute liegen und die Erhitzungszeit weniger als 40 Minuten betragen. Außerdem ist die Festigkeit umso größer, je größer die Abkühlgeschwindigkeit ist, obwohl umgekehrt aus einer geringeren Abkühlgeschwindigkeit eine höhere Zähigkeit resultiert. Aus diesem Grund liegt im Fall des Extrusionsschmiedens die Extrusionsgeschwindigkeit vorzugsweise oberhalb 5 mm/Sekunde. Die Abkühlgeschwindigkeit nach dem endgültigen Halbwarmschmieden soll jedoch so hoch wie möglich liegen, damit man die gewünschte Festigkeit erhält wenn auch größere Zähigkeit bei geringerer Abkühlgeschwindigkeit erreicht werden kann. So sollen die vorstehend genannten Faktoren in Abhängigkeit von den Erfordernissen der jeweils zu fertigenden Schmiedeteile bestimmt werden.

Die beim abschließenden Halbwarmschmieden angewandte Temperatur im Bereich von 450⁰C bis zum Ad-Umwandlungspunkt ist relativ niedrig, so daß wesentlich verbesserte Dimensionsgenauigkeit und verbessertes Oberflächenaussehen erreicht werden kann. Dabei hängt die hierbei angewandte Abkühlgeschwindigkeit offensichtlich von der Gestalt und der Dimensionierung der gefertigten Schmiedeteile ab; daher kann die Abkühlgeschwindigkeit hier nicht genauer spezifiziert werden. Jedoch soll die Abkühlgeschwindigkeit so liegen, daß die Stähle nach dem bei einer Temperatur oberhalb des A_C3-Umwandlungspunkts durchgeführten abschließenden Halbwarmschmieden eine Martensit-Struktur aufweisen.

Es sei ausdrücklich herausgestellt daß die erfindungsgemäße Wärme- und/oder Warmverformungsbehandlung gegenüber der üblichen Behandlung zur Herstellung eines Rohlings für das Halbwarmschmieden ein zusätzlicher Vorgang ist und am bereits fertiggestellten Rohling erfolgt, also mit der Herstellung des Rohlings nichts zu tun hat.

r»ie Erfindung soll nun anhand von Ausführungsbeispielen in Verbindung mit der Zeichnung näher erläutert werden; es zeigt

F i g. 1 Mikrophotographien der Strukturen bei gehärteten und angelassenen und außerdem wärmebehandelten Korngrößen in Stählen des Tvds I (HS

S 45 C), die den Behandlungsstufen Schmiedehärtung -<■ Halbwarmschmieden und normaler Härtung -* Anlassen unterworfen worden sind,

Fig.2 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung der Ergebnisse eines ONO-Typ-Drehbiegeermüdungstests bei gewalzten Stählen des Typs I (JIS S 45 C), die den Behandlungsstufen Härtung -► Halbwarmschmieden und üblicher Härtung -► Anlassen unterworfen worden sind.

Zu den Stählen, die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzt werden können, gehören Stähle mit niedrigem oder mittlerem Kohlenstoffgehalt und

niedriglegierte Stähle, ferner beliebige andere Stähle die zum Schmieden verwendet werden können. Jedoch können im allgemeinen Kohlenstoffstähle eingesetzt werden, die 0,1 bis 0,6% Kohlenstoff, nicht mehr als 1,0% Silicium und nicht mehr als 2,0% Mangan enthalten, oder Legierungsstähle, die eine oder mehrere Arten von Legierungselementen bei nicht mehr als 4% Nickel, nicht mehr als 2% Chrom, nicht mehr als 1,0% Molybdän, nicht mehr als 0,05% Bor und nicht mehr als 0,5% Niob od. dgl. enthalten.

Tabelle I veranschaulicht die chemische Zusammensetzung der angewendeten Proben.

Tabelle I

Chemische Zusammensetzung der Proben (Gew.-%)

Stahltyp	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo
Typ I (JIS S45C) Typ II (JIS SCM22)	0,47 0,20	0,22 0,30	0,79 0,75	0,011 0,016	0,012 0,008	0,01 0,04	0,02 0,04	0,11 1,06	0,20

Tabelle Π veranschaulicht einen Vergleich der mechanischen Eigenschaften von zwei unterschiedlich behandelten Stahlstäben des Typs I (JIS S 45 C) mit einem Durchmesser von 25 mm; der eine Stab ist nach dem erfindungsgemäßen Verfahren einer Wärmebehandlung oder plastischen Verformung unterworfen

und dann bei einer Temperatur im Bereich von 450° C bis zum A_c l-Umwandlungspunkt halbwarmgeschmiedet worden (Erfindung); der andere Stab ist nur der Wärmebehandlung oder plastischen Verformung unterworfen worden (Vergleichsbeispiel aus dem Stand der Technik).

Tabelle Il

Ergebnisse des Halbwarmschmiedens

Stahltyp	Behandlung der Proben	Streck	Zug	Dehnung	Querschnitt	Kerbschlag
		grenze	festigkeit	4 · fÄ )	verminde	zähigkeit
					rung	/mkp\
		(kp/mm²)	(kp/mm²)	(%)	(%)	Um²J
Typi	Härten
(JIS S45C)	*) 850 C Härten,	61,0	76,9	28,0	61,5	11,6
	600 C Anlassen
	850 C Härten	58,5	75,4	26,9	65,3	15,8
	-► 600 C Halbwarmschmieden
	850 C Härten,	67,5	80,0	28,1	67,9	20,3
	600 C Anlassen
	- 600 C Halbwarmschmieden
	Schmiedehärten
	*) 850 C Schmiedehärten	67,4	77,9	23,2	62,6	16,5
	-* 600"C Anlassen
	850"C Schmiedehärten	67,3	79,2	27,7	64,2	19,5
	-► 600"C Halbwarmschmieden
	750"C Schmiedehärten	67,5	80,0	23,2	60,5	22,5

• 600"⁵C Halbwarmschmieden

*) Veigleichsbeispiel aus dem Stand der Technik **) 4 - ψλ = Strecklänge des Teststücks, wobei A den Querschnitt eines Parallelbereichs des Teststücks bedeutet

Die Kerbschlagzähigkeitswerte sind durch Anwendung des Halbwarmschmiedens bei 600⁰C wesentlich verbessert Zu ersehen ist, daß dann, wenn das Halbwarmschmieden bei 600⁰C ausgeführt wird, wobei die Bedingungen der Vorbereitungsbehandlungen variiert werden. Schmiedeteile erhalten werden, die

ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweisen, ohne daß noch eine Wärmebehandlung nach dem endgültigen Halbwarmschmieden anzuwenden wäre.

Weiterhin werden im einzelnen die Vorbereitungsbehandlungen beschrieben.

Tabelle III veranschaulicht die mechanischen Eigenschaften von Proben, wie in Tabelle I gezeigt, mit einem Durchmesser von 25 mm; die Proben sind einer Walzbehandlung, einer Wärmebehandlung oder einer Härtung mit Anlassen unterworfen worden, woraufhin diese Proben dem abschließenden Warmextrusionsschmieden bis zu einem Durchmesser von 16 mm bei einer Temperatur von 450°C bis zum A_ci-Umwandlungspunkt unter einer Arbeitsgeschwindigkeit von 20 mm/sec unterzogen wurden, während danach Wasserkühlung erfolgte (diese Arbeitsweise bezieht sich auf eine besondere Ausführungsform der Erfindung).

Tabelle III

Mechanische Eigenschaften von halbwarmextrusionsgeschmiedeten Stählen

Stahltyp	Behandlung der Proben	Streck	Zug	Dehnung	Querschnitt	Kerbschlae-
		grenze	festigkeit	4 ■ \fÄ )	verminde	zähigkeit
					rung	/mkp\
		(kp/mm²)	(kp/mm²)	(%)	(%)	Um²J

Typ I *) Härten - Anlassen 47,1 76,9 27,4 64,3 9,4

(JIS S45C) Härten - Halbwarmschmieden 93,7 107,4 17,0 55,1 12,7

Härten und Anlassen 89,5 101,0 18,2 58,5 13,3

-► Halbwarmschmieden

gewalzt - Halbwarmschmieden 95,0 105,4 13,0 35,6 6,0

Typ II *) Härten - Anlassen 63,0 73,6 25,6 71,8 18,5

(JIS SCM22) Härten - Halbwarmschmieden 101,9 103,9 19,8 61,2 20,9

Härten und Anlassen 95,2 98,5 20,6 64,8 22,5 -► Halbwarmschmieden

gewalzt - Halbwarmschmieden 82,8 95,8 15,9 51,2 13,8

*) Vergleichsbeispiel aus dem Stand der Technik
**) siehe Fußnote zu Tabelle II

Dabei sind folgende Bedingungen beim Härten ^:jnd Anlassen angewendet worden:

Härten

Anlassen

Typ I (JIS S45C)
Typ II (JIS SCM22)

850 C x 30 min. Ölk.
880 C X 30 min. Ölk.

600 C X 30 min.
600 C x 30 min.

Die in den Tabellen verwendeten Kurzbezeichnungen haben jeweils folgende Bedeutung:

Härtung-» Halbwarmschmieden:
Nach dem Härten werden Erwärmen bei 600⁰C für 30 Minuten und Warmextrusionsschmieden angewendet;

Härten — Anlassen-► Halbwarmschmieden:
Nach dem Härten wird das Anlassen, Erhitzen bei 600⁰C für 30 Minuten und Warmextrusionsschmieden ausgeführt;

gewalzt-» Halbwarmschmieden:

Erwärmen von gewalzten Stählen bei 600⁰C für 30 Minuten und Warmextrusionsschmieden.

Die Schmiedeteile, die dem Härten (Anlassen) und Halbwarmschmieden unterworfen worden sind, zeigen etwas niedrigere Werte für Dehnung und prozentuale Querschnittsverminderung als diejenigen, die einer Härtungs- und Anlaßbehandlung unterworfen -worden sind, während sie höhere Werte für Zugfestigkeit, Streckgrenze und Kerbschlagzähigkeit als die letzteren aufweisen. Schmiedeteile, die dem Härten und danach dem Halbwarmschmieden gemäß der Erfindung unterworfen worden sind, zeigen wesentlich verbesserte Duktilität und Zähigkeit im Vergleich mit solchen Schmiedeteilen, die dem Walzen und Halbwarmschmieden unterworfen worden sind.

Fig.2 veranschaulicht die Ergebnisse eines ONO-Typ-Drehbiegeermüdungstests bei solchen Stählen, die dem Härten und Halbwarmschmieden gemäß der Erfindung unterworfen worden sind, im Vergleich zu den Ergebnissen von solchen Stählen, die den üblichen Härtungs- und Anlaßbehandlungen unterworfen worden sind. Wie aus Fig.2 ersichtlich ist, zeigen Schmiedeteile, die erfindungsgemäß behandelt wurden,

to ausgezeichnete Werte für die Dauerfestigkeit, die um 12 kp/mm² höher lag als die entsprechenden Werte bei solchen Schmiedeteilen, die dem üblichen Härten und Anlassen unterworfen worden sind

Tabelle IV veranschaulicht die mechanischen Eigenschäften von Stahlstäben des Typs I (JIS S 45 C) mit einem Durchmesser von jeweils 25 mm, die einer Schmiedebearbeitung unter denselben Bedingungen wie vorher beschrieben unterworfen worden sind, wobei das

10

Halbwarmschmieden auf die Stähle unter Anwendung Stäben mit einem Durchmesser von 16 mm angewendet eines '^-Tonnen-Hammers bei 60 Cyclen/min in wurde.
Freiform-Schmiedetechnik zur Erzielung von runden

Tabelle IV

Mechanische Eigenschaften von halbwarmgeschmiedeten Stählen gegenüber auf übliche Art gehärteten und angelassenen Stählen

Stahltyp

Behandlung der Proben

Streckgrenze Zugfestigkeit

Dehnung

(kp/mm²) (kp/mm²) (%)

Querschnitt- Kerbschlagverminde-Zähigkeit

rung

/mkp\
Um²J

Typ I
(JlS S45C)

*) Härten - Anlassen 47,1 76,9 27,4 64,8 9,4

Härten - Halbwarmschmieden 70,0 85,4 25,8 63,5 13,3

*) Vergleichsbeispiel aus dem Stand der Technik

Wie aus Tabelle IV ersichtlich, bieten Stähle, die dem Freiformschmieden unterworfen worden sind, ebenfalls verbesserte Werte für die Zähigkeit und Festigkeit wie im Fall des Extrusionsschmiedens.

Gemäß einer weiteren besonderen Ausführungsform der Erfindung wurden Proben von Stählen des Typs I (J'S S 45 C) mit einem Durchmesser von jeweils 25 mm in einen Wärmeofen eingebracht, der bei 820⁰C (A₃ + 27⁰C), 780⁰C (A₃-13° C) bzw. 750°C (A₃-43° C) gehalten wurde; dann folgte darin Erwärmung für 30 Minuten und Freiformschmieden bis zu einem Durchmesser von 20 mm und unmittelbar danach Schmieden und Abkühlen in Wasser. Danach wurden die so behandelten Stähle 30 Minuten lang auf 600⁰C erwärmt und dem Halbwarmschmieden bis zu einem Durchmesser von 16 mm unterworfen. Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der nachstehenden Tabelle V veranschaulicht.

Wie aus Tabelle V ersichtlich, haben die erfindungsgemäß erhaltenen Schmiodeteile höhere Werte für die Festigkeit und die Zähigkeit als diejenigen Stähle, die den üblichen Härtungs- und Anlaßbehandlungen unterworfen worden sind; insbesondere liegen die Kerbschlagzähigkeitswerte beim zweifachen derjenigen der letzteren Materialien. Die Eigenschaften der erfindungsgemäß erhaltenen Stähle gehen auf die feinere Kornstruktur zurück. F i g. 1 veranschaulicht in Mikrophotographien die Korngrößen (Wärmebehandlungskorngrößen) von einem Stahl mit der Nr. 2, der erfindungsgemäß erhalten wurde, und von einem Stahl mit der Nr. 5, der nach dem üblichen Verfahren erhalten wurde. Diese Zusammenstellung läßt erkennen, daß eine feine Korngröße (Wärmebehandlungskorngröße) bei den Stählen (Nr. 2) erhalten wird, die erfindungsgemäß erzeugt wurden.

Tabelle V

Mechanische Eigenschaften

Nr. Stahltyp

Behandlung der Proben

Streckgrenze

Zugfestigkeit

(kp/mm²) (kp/mm²)

Dehnung Querschnitt- Kerbschlag-4 · |/,·ί verminde- Zähigkeit

™ⁿZ /mkp\

(%) (%) Um²J

1 Typ I 820C Schmiedehärten

(JIS S45C) - 600⁰C Halbwarmschmieden

2 750' C Schmiedehärten

-*► 600°C Halbwannschmieden

3 730°C Schmiedehärten

-♦ 600⁰C Halbwarmschmieden

4 730°C Schmiedehärten

- 600^DC Anlassen,

600°C Halbwarmschmieden

5 *) 850⁰C Härten

— 600⁰C Anlassen

*) Vergleichsbeispiel aus dem Stand der Technik

69,0	83,6	24,1
67,5	80,0	23,2
68,0	83,5	25,2
68,5	84,0	26,0

76,9

28,0

60,4
60,5
62,0
64,3

61,5

15,0
22,5
26,0
27,0

11,6

Aus den vorstehenden Ausführungsbeispielen geht die man nach den üblichen Behandlungen des Härtens hervor, daß das erfindungsgemäße Wannschmiedever- — Anlassens — Normalisierens oder Schmiedehärtens fahren zu ausgezeichneten geschmiedeten Stählen führt, nicht erhalten konnte.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zum Halbwarmschmieden von Kohlenstoffstahl oder niedriglegierten Stahl, der vorbehandet und dann dem Halbwarmschmieden bei einer Temperatur im Bereich von 450⁰C bis zum Aci-Umwandlungspunkt (721°C) unterworfen wird, dadurch gekennzeichnet, daS dieser Stahl vor dem Halbwarmschmiedevorgang zur Vorbehandlung einer Erhitzung auf eine Temperatur oberhalb des Ac ι-Umwandlungspunkts, gegebenenfalls einer Warmverformung, und dann einer Abkühlung unterworfen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl einer Erhitzung auf eine Temperatur im Bereich zwischen dem Aci-Umwandlungspunkt und dem Acs-Umwandiungspunkt, vorzugsweise zwischen dem Ac3-Umwandlungspunkt minus 50° C und dem A₀ rUmwandlungspunkt, unterworfen wird.