Verfahren zur Herstellung kaltverformter Gegenstände aus Eisen, Stahl und deren Legierungen. Bei -der Herstellung von Stahldrähten geht man in ,der Regel vom Walzdraht aus, den man in einem oder mehreren Zügen auf die gewünschte Drahtstärke herunterzieht. Da bei ,dem Ziehen die Gefahr einer zu grossen Härtesteigerung durch Kaltverfor mung und damit des Reissens der Drähte auftritt, hat man den Werkstoff vor dem Ziehen und auch zwischen den einzelnen Zü gen warm behandelt.
Als Warmbehandlung ist bisher allgemein das sogenannte Paten tieren der Drähte bekannt, das ist eine Er hitzung der Drähte auf etwas über den Ac:t- Punkt, der je nach dem Kohlenstoffgehalt bei einer Temperatur zwischen 900- und etwa<B>700'</B> C liegt, und eine anschliessende Abschreckung im Bleibad auf eine Tempe ratur von etwa<B>500'</B> C.
Bei dieser Warm behandlung ergibt sieh. ein sorbitisohes Ge füge mit kleinster Nornaufteilung. Dadurch nämlich, dass man mit der Erhitzung nur etwas über den Ac3-Punkt geht, kommt man in das sogenannte Normalisiei-ungsgebiet, in ,dem die Werkstoffe feinkörnige Struktur annehmen.
Ausgedehnte Versuche haben nun er geben, dass das kleine Ausgangsgefüge für Draht, der auf .geringere Querschnitte her untergezogen oder gewalzt werden soll, des halb von ungünstigem Einfluss auf den. Zieh prozess und die Güte des Werkstoffes ist, weil die einzelnen Körner nur auf eine ganz bestimmte Länge verformt werden können und dann abreissen.
Es hat sich gezeigt, dass diejenigen Drähte die besten Güteeigenschaften auf weisen, deren Gefüge langfaserig ist. Ein solches langfaseriges Endgefüge aber ist nur dann zu erzielen, wenn von einem grossen Korn ausgegangen wird. Der grobkörnige Ausgangswerkstoff erlaubt weitgehendste querschnittsverminderung, d. h. grosse Kalt- verformung und bringt daher neben andern Vorteilen auch wesentliche betriebliche Er sparnisse.
Gegenstand vorliegender Erfindung ist nun ein Verfahren zur Herstellung kaltver formter Gegenstände aus Eisen, Stahl und deren Legierungen, welches dadurch gekenn zeichnet ist, dass der Werkstoff vor seiner Kaltverformung zur Erzielung eines grob körnigen Gefüges schnell auf eine minde stens<B>60'</B> C über dem .4c3-Umwandlungs- punkt des Werkstoffes liegende Temperatur erhitzt, alsdann rasch auf eine unter<B>720'</B> C liegende Temperatur abgekühlt wird, diese Abkühlung aber zwecks Vermeidung von grosser Härte und von innern Spannungen in zwei Stufen erfolgt,
wobei die erste Stufe oberhalb<B>720'</B> C liebot und die zweite Stufe durch Abschrecken in einem Bad erreicht ,wird.
Auf der Zeichnung ist beispielsweise ein vereinfachtes Eisen-Kohlenstoff-Diagramm. dargestellt, in welchem drei Temperatur gebiete, mit I, 1I und III bezeichnet, einge tragen sind. Es bedeuten die Linien G-S, S-E, P-S etc. bekannte Zustandsänderun gen im System Eisen-Kohlenstoff. Mit I ist' das mindestens<B>60'</B> C über dem Ac3-Um- wandlungspunkt liegende Temperaturgebiet, mit 1I das erste,
oberhalb<B>720'</B> C liegende und mit III das zweite, unterhalb<B>720'</B> C liegende Temperaturgebiet der Abkühlung bezeichnet.
Zur Erzielung eines möglichst grobkör nigen Gefüges wird das kaltzuverformende Gut je nach -dem Kohlenstoffgehalt und dem Querschnitt schnell .auf eine im Gebiete I liegende Temperatur, d. h. auf eine zwischen 800 und<B>1300'</B> C liegende Temperatur ge bracht.
Bei dieser Temperatur befindet sich dann der gesamte Kohlenstoff in fester Lö sung, vor allem aber erhält der Werkstoff hier ein besonders .grobkörniges Gefüge. Aus dem Gebiet I wird der Werkstoff dann auf eine innerhalb des Gebietes 1I liegende Temperatur rasch abgekühlt und schliesslich in einem Blei-, Luft-, Salz-, Ü1-, Tran-, Petroleum-, Talg-, ,sauren oder alkalischen Bade, auf eine im Gebiete III, d. h. unter halb<B>720'</B> C liegende Temperatur abge schreckt und auf Raumtemperatur gebracht.
Die Temperaturführung ist dabei stets so zu handhaben, dass ein Gefüge möglichst grober Struktur .erzielt wird.
<I>Beispiel 1:</I> Geht man von einem Stahl mit 0,5 Kohlenstoff aus, so wird dieser zweckmässig auf eine Temperatur von etwa<B>1100'</B> C er hitzt, hierauf rasch auf eine im Gebiete II liegende Temperatur von etwa <B>850'</B> C abge kühlt und alsdann auf eine im Gebiete III sich befindende Temperatur von etwa 500 C abgeschreckt, um hierauf auf Raumtempe ratur .gebracht zu werden.
<I>Beispiel 2:</I> Beträgt der Kohlenstoffgehalt des Stahls 0,8%, so ist die Erhitzung auf 1100 C zweckmässig, mit anschliessender Abkühlung auf<B>780'</B> und Absehreckung auf<B>500'</B> C.
Die abgestufte Abkühlung hat folgenden Einfluss. Um die Gefügestruktur, die die Eisen-Kohlenstoff-Legierung bei einer be stimmten Temperatur angenommen hat, fest zuhalten, muss die Legierung so weit abge schreckt werden, dass, die Temperatur in einem Gebiete liegt, in welchem eine Ge fügeänderung nicht mehr auftritt. Da in vorliegendem Falle sehr hohe Ausgangs temperaturen einzuhalten sind, würde mann ohne Zwischentemperatur \ein zu spannungs reiches und zu hartes Material erhalten, das nicht oder nur schlecht zu ziehen ist.
Es hat sich gezeigt, dass die Glühtempe- ratur möglichst rasch gesteigert werden muss. Es scheint so, als ob dadurch ein restloses in Lösung gehen der Karbide eher erreicht würde als sonst.
Das Verfahren hat über haupt den Vorzug, dass ungelöst gebliebene Zementitlamellen aus einer vorhergehenden Warmbehandlung nicht mehr im Werkstoffe sind, wodurch auch während der Ab schreckung im Gebiete III des Eisen- Kohlenstoff-Diagrammes jede Anlagerung von Z ementit an solche testierende alte Zementitlamellen unterbleibt.
Auch ist fest gestellt worden, dass die Verteilung der Korngrenzensubstanz bei einer Warmbe handlung gemäss der Erfindung günstiger ist als bei der bisher üblichen. Durch das rasche Anstei,gem der Glühtemperatur bleibt nämlich der alten Korngrenzen- substa,nz keine Zeit, sich an den neuen Korn grenzen abzuscheiden, sondern sie scheidet sich in unschädlicher Weise intrakristallin ab.
Insgesamt haben sich bei der Anwen dung des Verfahrens der vorliegenden Er findung ausserordentliche Vorteile erwiesen. Einer der wesentlichsten ist, dass man bei spielsweise Drähte einer weit grösseren Kalt verformung bei gleicher Endfestigkeit unter ziehen und die Zahl der Warmbehandlungen auf ein Mindestmass herabdrücken kann. Die bisher üblichen Werte der Gütevor schriften für Draht, insbesondere die Werte bezüglich der Torsionen, Wechseltorsionen und Biegungen können bei Anwendung des Verfahrens gemäss,
der Erfindung zum Teil bis zu 100ö überschritten werden.
Da.s neue Verfahren hat sich nun nicht nur bei der Herstellung von Draht als be sonders brauchbar erwiesen, es lässt sich mit grösstem Vorteil, vielmehr überall da an- @venden, wo Werkstoffe aus Eisen, Stahl und deren Legierungen kalt zu verformen sind, wie beispielsweise bei der Herstellung von Blechen, Röhren, Bändern, Stangen oder dergleichen.
Wenn man diese kaltverformten Gegen stände bisher warm behandelte, so handelte es sich dabei auch immer wieder nur um eine Zwischenglühung unter dem .4c,-Punkt oder um ein Normalisierungsglühen zum Zwecke, eine vorangegangene Verfestigung vor üer nächsten Kaltbehandlung zu beseiti gen. Durch die Glühung unter dem -.cl- Pun#:
t oder durch die Normalisiernngs- glühung erzielte man nur kleinkörnige Ge füge. Demgegenüber ist das Gefüge der wie vorstehend behandelten Gegenstände grob körnig und weil festgestellt wurde, ,dass ein Werkstoff mit grobem Korn eine grössere Querschnittsverminderung bei gleicher End- festigkeit zulässt, erweist sich die Anwen dung des neuen Verfahrens auf die Behand lung aller kaltzuverformender Werkstoffe aus Eisen,
Stahl und -deren Legierungen als ausserordentlich fortschrittlich.
Es zeigt sich insbesondere, dass die über- eutektoiden und legierten Eisensorten, wenn sie wie beschrieben behandelt werden, eine sehr gleichmässige Verteilung des Kohlen stoffes respektive der gesamten Legierungs- bestandteile erfahren.
Die Grobkarbidbil- dung, die bei den früheren Warmbehandlun gen teilweise zur Unbrauchbarkeit des Werk stoffes führte, wird durch das neue Verfah ren unterbunden. Ebenso kann durch eine einmalige Warmbehandlung bei . über eutektoiden Werkstoffen eine völlige Zer störung des Zementitnetzes erzielt werden.
Man kann die Warmbehandlung auch noch dadurch ergänzen, dass. man den Werk stoff bei .einer Temperatur unter dem. Ac,- Punkt des Werkstoffes glüht, um ihn wei cher und für weitere Kaltverformung noch brauchbarer zu machen.
Die Warmbehandlung kann, wenn die Verformung der Werkstoffe sich in Stufen abspielt, ein oder mehrere Male wiederholt werden. Es können die fertig kaItverform- ten Gegenstände auch wie bei den bisher zur Anwendung gelangenden Verfahren noch einer Glühung im a- oder y-Gebiete unter zogen werden. Dabei werden diejenigen Glühtemperaturen eingehalten, die beim "Normalisieren" bis anhin üblich waren.
Wenn man im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm Temperaturen einhält, die nur wenige Grade oberhalb der G-8 Linie liegen, dann be findet man sich zwar im 7-Gebiete aber in einem so nahe an der Umwandlungsgrenze befindlichen Temperaturgebiete, dass die Le- gierung eine feinkörnige Struktur erhält.
Nur wenn das y-Gebiet I eingehalten wird, d. h. wenn man mindestens 6.0 C über .die G-<B>8</B> Linie hinausgeht, erhält man ,das ge wünschte grobkörnige Gefüge. Sollen die Gegenstände eine bestimmte Zieh- oder Walzhärte habe, so kann der Zieh- oder Walzprozess je nach der gewünschten Härte entsprechend früh unterbrochen werden.
Process for the production of cold-formed objects from iron, steel and their alloys. In the production of steel wires, one starts, as a rule, with wire rod, which is pulled down to the desired wire thickness in one or more pulls. Since when drawing there is a risk of excessive hardness increase due to cold deformation and thus tearing of the wires, the material has been treated warm before drawing and between the individual pulls.
The so-called patency of the wires is generally known as a heat treatment, i.e. heating the wires to something above the Ac: t point, which, depending on the carbon content, occurs at a temperature between 900 and about <B> 700 '</ B> C, and a subsequent quenching in the lead bath to a temperature of about <B> 500 '</B> C.
With this heat treatment, see. a sorbitic structure with the smallest norn division. Because the heating only goes slightly above the Ac3 point, you get into the so-called normalization area, in which the materials take on a fine-grained structure.
Extensive tests have now shown that the small initial structure for wire, which is to be drawn or rolled to smaller cross-sections, therefore has an unfavorable effect on the. The drawing process and the quality of the material is because the individual grains can only be deformed to a certain length and then tear off.
It has been shown that those wires whose structure is long-fiber have the best quality properties. Such a long-fiber end structure can only be achieved if one starts with a large grain. The coarse-grained starting material allows the greatest possible reduction in cross-section, i.e. H. great cold deformation and therefore, in addition to other advantages, also brings significant operational savings.
The subject matter of the present invention is a method for the production of cold-formed objects made of iron, steel and their alloys, which is characterized in that the material is rapidly reduced to a minimum of 60 'before its cold-forming to achieve a coarse-grained structure. B> C above the .4c3 transformation point of the material, then it is rapidly cooled to a temperature below <B> 720 '</B> C, but this cooling to avoid great hardness and internal stresses in takes place in two stages,
the first stage being above <B> 720 '</B> C and the second stage being achieved by quenching in a bath.
For example, the drawing shows a simplified iron-carbon diagram. shown in which three temperature areas, labeled I, 1I and III, are entered. The lines G-S, S-E, P-S etc. mean known changes of state in the iron-carbon system. With I is 'the temperature range at least <B> 60' </B> C above the Ac3 transition point, with 1I the first,
Above <B> 720 '</B> C and III denotes the second, below <B> 720' </B> C temperature area of cooling.
In order to achieve the coarse-grained structure possible, the material to be cold-formed, depending on the carbon content and the cross-section, is quickly raised to a temperature in area I, i.e. H. brought to a temperature between 800 and <B> 1300 '</B> C.
At this temperature all of the carbon is then in a solid solution, but above all the material is given a particularly coarse-grained structure. From area I, the material is then rapidly cooled to a temperature lying within area 1I and finally in a lead, air, salt, oil, oil, petroleum, tallow, acidic or alkaline bath one in area III, d. H. The temperature below half <B> 720 '</B> C is quenched and brought to room temperature.
The temperature control must always be handled in such a way that a structure that is as coarse as possible is achieved.
<I> Example 1: </I> Assuming a steel with 0.5 carbon, this is expediently heated to a temperature of about <B> 1100 '</B> C, then quickly to a temperature in the range II lying temperature of about <B> 850 '</B> C and then quenched to a temperature of about 500 C in area III, in order to then be brought to room temperature.
<I> Example 2: </I> If the carbon content of the steel is 0.8%, then heating to 1100 C is advisable, followed by cooling to <B> 780 '</B> and anticipation to <B> 500' </B> C.
The gradual cooling has the following influence. In order to keep the microstructure that the iron-carbon alloy has assumed at a certain temperature, the alloy must be quenched so far that the temperature is in an area in which a structural change no longer occurs. Since very high starting temperatures have to be maintained in the present case, a material that is too stress-rich and too hard would be obtained without an intermediate temperature, which is difficult or impossible to pull.
It has been shown that the annealing temperature must be increased as quickly as possible. It seems as if the carbides were completely dissolved earlier than usual.
The main advantage of the process is that cementite lamellas that remained undissolved from previous heat treatment are no longer in the material, which means that even during the deterrent in area III of the iron-carbon diagram, there is no accumulation of cementite on such old cementite lamellas.
It has also been established that the distribution of the grain boundary substance in a heat treatment according to the invention is more favorable than in the previous one. Because of the rapid increase, according to the annealing temperature, the old grain boundary substance does not have time to deposit at the new grain boundaries, but it is deposited in a harmless way intracrystalline.
Overall, extraordinary advantages have been found in the application of the method of the present invention. One of the most important is that, for example, wires can be subjected to far greater cold deformation with the same ultimate strength and the number of heat treatments can be reduced to a minimum. The previously usual values of the quality regulations for wire, in particular the values relating to torsions, alternating torsions and bends, can be changed when using the method according to
of the invention can sometimes be exceeded by up to 1006.
The new process has now proven to be particularly useful not only in the production of wire, it can be used with the greatest advantage, in fact, wherever materials made of iron, steel and their alloys have to be cold formed, such as in the production of sheet metal, tubes, strips, rods or the like.
If these cold-formed objects have so far been treated with warmth, then it has always been only an intermediate annealing below the .4c point or normalizing annealing for the purpose of eliminating a previous hardening before the next cold treatment under the -.cl- Pun #:
t or through normalization annealing, only small-grain structures were achieved. In contrast, the structure of the objects treated as above is coarse-grained and because it was found that a material with a coarse grain allows a greater reduction in cross-section with the same final strength, the application of the new process proves to be the treatment of all cold-formed materials made of iron ,
Steel and their alloys as extremely advanced.
It is particularly evident that the super-eutectoid and alloyed iron types, if they are treated as described, experience a very even distribution of the carbon or the entire alloy components.
The formation of coarse carbide, which in the previous heat treatments sometimes led to the material becoming unusable, is prevented by the new process. A one-time heat treatment can also result in. Complete destruction of the cementite network can be achieved via eutectoid materials.
The heat treatment can also be supplemented by the fact that the material is at a temperature below the. Ac, - point of the material glows to make it softer and even more useful for further cold forming.
If the deformation of the materials takes place in stages, the heat treatment can be repeated one or more times. The finished cold-formed objects can also be subjected to annealing in the a or y regions, as in the methods previously used. The annealing temperatures are maintained that were customary for "normalization" up to now.
If you keep to temperatures in the iron-carbon diagram that are only a few degrees above the G-8 line, then you are in the 7 area but in a temperature area so close to the transformation limit that the alloy becomes a fine-grained structure.
Only if the y region I is adhered to, i.e. H. if you go at least 6.0 C above the G- <B> 8 </B> line, you get the desired coarse-grained structure. If the objects are to have a certain drawing or rolling hardness, the drawing or rolling process can be interrupted accordingly early, depending on the desired hardness.