DE2245520A1 - Verfahren zur behandlung von eisenhaltigen gefuegen - Google Patents

Description

600 Grant Street, Pittsburgh, Pennsylvania, USA

Verfahren zur Behandlung von eisenhaltigen Gefügen .

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von eisenhaltigen Gefügen aus der Gruppe der Martensit- und Bainitgefüge zur Erzielung einer imTfliesentlichen gleichmäßigen, hochfeinen Korngröße.

Dabei ist die Erfindung insbesondere auf ein Verfahren gerichtet, mit dessen Hilfe Stahllegierungen, die martensitische oder bainitische Bestandteile enthalten, sowie solche Stahllegierungen, die in Martensit oder Bainit umwandelbar sind, ein hochfein gekörnter Gefügeaufbau erteilt werden kann. Die nach dem Verfahren nach der Erfindung behandelten Legierungen zeichnen sich durch eine einzigartige Verbindung von guter Verformbarkeit und Kerbzähigkeit zusammen mit großer Festigkeit aus.

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ORIGINAL INSPECTED

Der günstige Einfluß extrem feiner Korngrößen auf die mechanischen Eigenschaften ist seit langem bekannt. Jedoch sind in der industriellen Fertigung die angestrebten günstigen Eigenschaften im allgemeinen durch die Verwendung von Legierungszusatzen erzielt worden. Wegen der ständig anwachsenden Kosten für Legierungselemente ist jedoch in jüngerer Zeit die Anwendung von Wärmebehandlungen mit dem Ziel, durch wirksame Verkleinerung der Korngröße die angestrebten mechanischen Eigenschaften zu erzielen, in den Vordergrund getreten. So ist aus der US-Patentschrift 3 178 324 eine schnelle zyklische Wärmebehandlung bekannt, mit der Körner von etwa 2,5 ft Korngröße gemäß ASTM-Norm 14 hergestellt werden, wodurch die Verwendung des kostspieligen Vanadiums und Kolumbiums überflüssig gemacht wird. Nach der US-Patentschrift3 444 wird der Bedarf an kostspieligem Nickel zum Erzielen von Tieftemperaturzähigkeit teilweise durch die Anwendung einer Temperbehandlung herabgesetzt, mit deren Hilfe eine Dispersion feiner Austenitkörner, die beim Abkühlen ganz oder teilweise in Martensit umgewandelt werden, in . einem ferritischen Grundgefüge erzielt wird. Der. Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein thermomechanisches Verfahren zu schaffen, mit dem bei einem weiten Bereich von eisenhaltigen Legierungen eine hochfeinkörnige Gefügestruktur erreichbar ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß das Gefüge bis zu einem zur wirksamen Beseitigung des Kornbildungseffektes der früheren Korngrenzen aasreichenden Ausmaß verformt , das verformte eisenhaltige Gefüge oberhalb der'¹A₃"-Temperatur und unterhalb der "A/'-Temperatur bis zur Ausbildung von im wesentlichen gleich-

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achsigen, hochfein gekörnten Austenitkristallen getempert und die so bearbeitete Legierung unter die "A₈"-Temperatur abgekühlt wird.

Die Erfindung beruht auf dem Grundgedanken, daß bei eisenhaltigen Zusammensetzungen, die zur Umwandlung in martensitisehe Plättchen oder bainitische, Ferrit-Karbid-Gebilde imstande sind, Gefugestrukturen mit Korngrößen im Bereich von einigen μ bis zu u-Bruchteilen erzielbar sind, wenn die betreffenden Zusammensetzungen

1. austenisiert,

2. zur Ausbildung derartiger martensitis eher oder bainitischer Gefüge abgekühlt,

3. in ausreichendem Ausmaß (wie nachfolgend beschrieben) verformt oder bearbeitet und

4. anschließend im Mehrphasengebiet, wobei eine der .-Phasen Austenit ist, geglüht werden.

Ein Ausführungsbeispiel der Erfindung ist in der Zeichnung dargestellt und wird im folgenden naher, beschrieben. Es zeigen:

Fig. fl eine Darstellung der Härte und des Austenitgehaltes bei Raumtemperatur eines Stahles mit 5,7# Mangan, 0,1% Kohlenstoff, Rest Eisen nach einer einstündigen Wärmebehandlung,

Fig. 2 a bis 2f Schliffbilder, die den Einfluß einer vor oder während der Glühung im kritischen Mehrphasengebiet vorgenommenen starken Bearbeitung zeigen,

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Fig. 3 den Einfluß einer starken Kaltbearbeitung auf die mechanischen Eigenschaften nach Glühung bei

600 ⁰C,
Fig. 4- den Einfluß einer starken Kaltbearbeitung auf die mechanischen Eigenschaften nach Glühung bei 640 ⁰C,

Fig. 5a und 5b den Einfluß einer starken Kaltbearbeitung auf die Zähigkeit (an amerikanischen C-V-N-Proben mit halber Spannweite),

Fig. 6 den Einfluß einer Kaltbearbeitung bei Temperaturen innerhalb des kritischen Mehrphasenbereiches auf die mechanischen Eigenschaften,

Fig. 7 a bis 7d Schliffbilder, die die Dauerfestigkeit von kaltbearbeiteten und bei 500 ⁰C getemperten Fe-Ni-Legierungen mit 20% Nickel darstellen, und

Fig. 8 eine Darstellung des Anteils von gleichachsigem Feinkorngefüge im Querschnitt einer ursprünglich 12,7 mm starken Probe, die unterschiedlich stark kaltgewalzt und geglüht wurde, wobei die Schliffbilder mit 21.000-facher Vergrößerung das Gefüge in der Mitte des Querschnitts darstellen.

In seinem breitesten Aspekt läßt sich das Verfahren nach der Erfindung auf jeden Stahl anwenden, der zur Umwandlung in Martensit oder Bainit imstande ist, wenn er aus einer Austenisierungs-Temperatur abgekühlt wird. Wird eine solche Legierung dann im Mehrphasengebiet (d.h. bei einer Temperatur oberhalb welcher die Austenitbildung beginnt) getempert, so setzt die Austenitbildung grundsätzlich in Grenzbereichen, wie früheren Austenitkorngrenzen, martensitischen Plattentrennflachen (oder bainitischen Aggregationstrennflächen) und gegebenenfalls spitzwinkligen Grenzen im Korninneren ein. Auf diese Weise zeigen

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die Gefüge selbst nach langen Glühzeiten innerhalb dieses Bereiches ein Aussehen, welches der-ursprünglichen Struktur gleicht. Werden diese Werkstoffe jedoch bis zu einem kritischen Ausmaß verformt, so kann der relative Kornbildungseffekt derartiger Grenzbereiche zum Großteil zum Verschwinden gebracht werden, was zur Folge hat, daß die Kornbildung zufällig erfolgt. Diese Zufallskornbildung führt zu einer gänzlich anderen Morphologie, nämlich einem gleichachsigen, hochfein gekörnten Gefüge.

Nach einer spezielleren Anwendungsform kann das erfindungsgemäße Verfahren auf solche Zusammensetzungen angewendet werden, welche einen ausreichenden Gehalt an Austenitbildnern, wie Ni, Mn, N und C besitzen, so daß der während der vorgenannten Temperung gebildete Austenit beim Abkühlen auf Raumtemperatur erhalten bleibt. Nach einer anderen Anwendungsform sind diese Austenitbildner nicht zu einer solchen Stabilität imstande und der Austenit wird beim Abkühlen gänzlich oder teilweise in die bekannten Umwandlungsprodukte, wie Perlit, Bainit oder Martensit. umgewandelt. Bei einer weiteren Anwendungsform, in welcher Martensit während einer solchen Abkühlung erzeugt wird, wird das Material anschließend bei tieferer Temperatur getempert, um eine verbesserte Verformbarkeit zu erzielen.

Da praktische, industrielle Wärmebehandlungen häufig beträchtlich von Gleichgewichtzuständen abweichen und die Ausdehnung des Mehrphasenbereiches (Ferrit+Austenit + Karbide) von Legierungen, wie Fe-Mn-O, Fe-Ni-O und Fe-Ni-Mn-O nicht genau bekannt ist, muß der Temperbereich in nicht auf das Gleichgewicht abgestellten Ausdrucken definiert werden. Im Rahmen dieser Erfindung

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wird mit "A " diejenige Temperatur bezeichnet, bei welcher der Beginn der Austenit-Kornbildung bei einstündigem Halten auf Temperatur ermittelt werden kann. Unter "A«" ist diejenige Temperatur zu verstehen, bei welcher das Ende der Umwandlung in Austenit bei einem einstündigen Halten auf Temperatur festgestellt wird. In analoger Weise sind die "A₀ - A^Bereiche zuvor von verschiedenen Forschern mit

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Hilfe von metallographischen und Härtemessungen bestimmt worden. Bei vielen der Verbindungen, auf welche das Verfahren nach der Erfindung anwendbar ist, gelangt man jedoch zu fehlerhaften Ergebnissen, wenn man sich allein auf derartige Messungen stützt. Mit Hilfe des folgenden Beispiels wird dieses Problem veranschaulicht: Proben eines Stahls mit 5,7% Mn und 0,1% C wurden eine Stunde lang bei Temperaturen im Bereich von 520 bis 720 C geglüht. Da mit Hilfe von Lichtmikroskopen kein Vorliegen von Austenit festgestellt worden war, wurde eine röntgenologische Untersuchung durchgeführt, um in quantitativer Weise den Volumenanteil von Aust-enit nach Abkühlung auf Raumtemperatur zu bestimmen. Diese Ergebnisse und die zugehörigen Ergebnisse der Härtebestimmung sind in Fig.1 zusammengestellt. Es zeigt sich, daß bei allen Vereucjiptemperaturen Austenit gebildet worden ist. Wären lediglich Härtemessungen ausgeführt worden, so wäre daraus (fehlerhaft) geschlossen worden, daß sich der ^MA * Af»^M~ Bereich von etwa 650 bis 7^0 ⁰C erstreckt, da sich der unter 650 ⁰C gebildete Austenit nicht umwandelt un4 SO^-^ mit eher ein leichtes Erweichen als ein Erhärten hi:pvoi*~ ruft. Es wird angenommen, daß diese Austenit-Statoilitäli (unter 650 ⁰C) eine Folge des gemeinsamen Einflusifi der kleineren Kristallgröße (im Vergleich mit der bei höheren Temperaturen vorliegenden Austenit-Korngröße) und der Anreicherung des Austenits an Mn und C infolge der Fein-

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teilung ("bei gleichzeitiger Verarmung des Ferrits an Ma und C) ist. Da die Temperbehandlung erfindungsgemäß mit Vorteil im unteren Abschnitt des ¹¹A₀- A„"-Bereiches, ■ beispielsweise im Bereich "A + 150 0"-durchgeführt werden soll, ergibt sich daraus, daß die ausreichend sichere Kenntnis des ¹¹A₀"-Wertes einer jeweiligen Verbindung oder Zusammensetzung wünschenswert ist. Ein solches Tempern im unteren Abschnitt des genannten Bereiches führt zu dem Vorteil, daß noch kleinere Körner erhalten werden (und ■ damit eine noch weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften erzielbar ist), als wenn die Temperung in der Nähe des oberen Abschnittes des ¹¹A₃ - A^'-Bereiches durchgeführt wird.

Der vorteilhafte Einfluß einer starken Bearbeitung (ausreichend oberhalb des kritischen Minimums) vor oder während des Temperns in dem kritischen Bereich ist aus den Fig. 2 bis 6 zu ersehen. Die dort dargestellten Behandlungen wurden an einem Stahl mit 5_S7 % Mn, 0,1% 0, Rest Pe ausgeführt.

Die Pig. 2a und 2b zeigen typische Schliffbilder eines zuvor keiner Bearbeitung unterworfenen, geglühten martensitischen Gefüges. Pig. 2a zeigt relativ ausgedehnte Austenitkristalle in einer früheren Austenit-Korngrenze, und dünne längliche Austenit-Nadeln in den Grenzen zwischen martensitischen Plättchen (die dunklen Streifen in Pig.2b). Selbst nach relativ langem Glühen zeigte das erhaltene Gefüge ein Aussehen, welches dem ursprünglichen Martensit glich.

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Durch vor der Wärmebehandlung ausgeführte Kaltbearbeitung (Gesenkschmieden bis 85% Querschnittsabnahme) wird der Einfluß dieser Grenzen als hauptsächlicher Faktor der Kornbildung aufgehoben und die Rekristallisation erfolgt als Zufallskornbildung hochfeiner Aüstenitkristalle, wie in Fig. 2c und 2d dargestellt. Die dort dargestellte Korngröße beträgt 0,5 fi gemäß ASTM-Norm 19·

Der Einfluß dieser Bearbeitung innerhalb des kritischen Bereiches auf das Gefüge ist aus den Fig. 2e und 2f ersichtlich. Die Proben wurden aus einem Blei-Schmelzbad bis 75% Querschnittsabnahme warm gewalzt. Es wurden Mehrfachstiche ausgeführt, bei denen die Proben zwischen jedem Stich in das Bleibad zurückgeführt wurden. Es zeigt sich, daß das Gefüge jenem der Fig. 2c und 2d gleicht, mit der Ausnahme, daß es nicht vollständig geglüht wurde. Die Korngröße ist sogar kleiner als diejenige des kaltbearbeiteten und geglühten Gefüges (2d).·

Der Einfluß der obengenannten Gefüge auf die mechanischen Eigenschaften ist in den Fig. 3 bis 6 dargestellt. Die Fig. 3 und 4- zeigen die Menge des gebildeten Austenits und den Einfluß, einer zuvor erfolgten 60%-igen Querschnittsabnahme auf die Zugfestigkeiten nach Tempern bei jeweils 600 und 640 ⁰C. Dabei zeigt sich, daß trotz übereinstimmender Austenitgehalte dasjenige Material, welches vor der Glühung stark verformt worden war, eine Verbesserung fast aller Eigenschaften aufweist. Dabei zeigt sich insbesondere, daß Steigerungen der Streckgrenze bis 30% erzielt wurden, ohne, daß wie sonst, Einbußen der Verformbarkeit in Kauf genommen werden müssen. Die Bestimmung erfolgte über die Bestimmung der Querschnittsabnahme und Dehnung.

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Das hochfeinkörnige Gefüge ist insbesondere im Hinblick auf seinen Einfluß auf die Zähigkeit erwähnenswert, wie in Pig. 5a und 5"b dargestellt. Eine bemerkenswerte Steigerung der Kerbzähigkeit (bestimmt über absorbierte Energie in [mkpll ) wurde insbesondere bei niedrigen Versuchstemperaturen erzielt.

In Fig. 6 sind die Ergebnisse von 60%igen kaltverformten und bei vier Temperaturen getemperten Proben den an 75%-ig im kritischen Temperbereich verformten Proben ermittelten Ergebnissen gegenübergestellt. Da in beiden Fällen das Ausmaß der Verformung oberhalb des kritischen Betrages, d.h. des Betrages, bei welchem der Kornbildungseffekt der Grenzen im wesentlichen verschwunden ist, lag, wird deutlich, daß bei gleichen Tempertemperaturen völlig übereinstimmende Eigenschaften erzielt werden. Diese Übereinstimmung resuMert aus der Tatsache, daß-jWie schon bei Fig. 2 bemerkt, die Gefüge vollständig übereinstimmen.

Entsprechende Ergebnisse wurden auch bei verschiedenen Fe-Ni-Legierungen gefunden. Um die mit.Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens erzielbare Langzeit-, Hochtemperatur-Stabilität zu zeigen, wurden Proben aus Fe-Ni mit 20% Nickel durch Auswalzen auf 80%-ige Querschnittsabnahme vor dem Tempern in dem Zweiphasenbereich kalt verformt. Wie die elektronen-mikroskopischen Schliffbilder in Fig. 7a zeigen, war nach JO Minuten bei 500 ⁰C die Kristallgröße beträchtlich kleiner als 0,25 μ* Nach 16 Stunden Halten auf Temperatur war die Legierung zu gleichmäßigen, gleichachsigen Körnern von etwa 0,3 u (Fig. 7b) rekristallisiert. Nach 100 Stunden (Fig. 7b)

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beträgt die Korngröße etwa 0,4 u und sogar nach 300 Stunden beträgt sie nur 0,6 u (Fig. 7<l). Bei Proben, die sogar 2000 Stunden lang "bei 500 C gehalten wurden, betrug die Korngröße noch immer weniger als 1 u. Die mechanischen Eigenschaften von fünf verschiedenen Fe-Ni-C-Verbindungen sind in Tafel I zusammen mit den Daten der entsprechenden Wärmebehandlung und der erhaltenen Korngröße zusammengestellt· Zusätzlich zu der gezeigten beträchtlichen Verbesserung der mechanischen Eigenschaften zeigen die letzteren Ergebnisse die außergewöhnliche thermische Dauerfestigkeit der mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellten Legierungen.

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Die kritische Mindestgröße der zur Herstellung der angestrebten Zufalls-Kornbildung erforderlichen Verformung hängt von einer Vielzahl von Faktoren ab. So hängt der erforderliche Verformungsgrad von dem Ausgangsgefüge, also Martensit oder Bainit, ab. Dickere Proben erfordern im allgemeinen eine größere Verformung, um zu einer gleichachsigen Feinstruktur zu gelangen, die im wesentlichen über den gesamten Querschnitt gleichförmit ist (im Vergleich mit einem Gefüge, bei welchem lediglich der Oberflächenbereich den erforderlichen Verformungsgrad erfahren hat). Die Art der aufgebrachten Verformung (Walzen, Schmieden, Ziehen, usw.) spielt selbst wegen der unterschiedlichen Effekte dieser Formgebungsvorgänge auf die innere Energie des Metalls eine Rolle. Selbst bei einer bestimmten Formgebungsart, wie beispielsweise Walzen, hängt das Ausmaß der Verformung in gewissem Maße von dem Walzendurchmesser, den Oberflächenbedingungen der Walzen, der Art der Schmierung und der QuerSchnittsabnähme je Stich ab.

Zum Erreichen der angestrebten Kornverfeinerung muß das Ausmaß der Bearbeitung (ob bei Raumtemperatur oder darüber) derart' sein, daß das Tempern im Hehrphasengebiet zu einem im wesentlichen gleichachsigen Gefüge führt. Wie im folgenden beschrieben, kann dieser kritische Betrag unter bestimmten Bedingungen mit Hilfe eines ziemlich einfachen Versuches bestimmt werden.

Ausgehend von einer 12,7 mm starken Tafel aus Fe-Mn-C-Stahl mit 5,7% Mn und 0,1% G wurden Proben auf eine Dickenabnahme zwischen 10 und 70% kaltgewalzt und anschließend 16 Stunden lang bei 600 ⁰C geglüht. Ist die

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Verformung nur gering, so ist lediglich, der Bereich, direkt unter der Oberfläche hinreichend kalt verformt, um das angestrebte gleich.ach.sige, feinkörnige Gefüge zu bilden. Wird das Ausmaß der Kaltverformung gesteigert, so erstreckt sich dieser Bereich weiter in die Probenmitte'f bis das Gefüge bei einem kritischen Wert über die ganze Dicke der Probe im wesentlichen gleichmäßig ist. Obgleich die hochfeinen gleichachsigen Körner zu klein sind, um mit einem gewöhnlichen Lichtmikroskop erkannt zu werden, ist dieses Instrument dennoch imstande, zwischen dem gleichachsigen Oberflächenbereich und dem Mittenbereich, xtfelcher nicht ausreichend verformt wurde, zu differenzieren. Somit wurden die zuvor geglühten Proben unter gewöhnlichem Licht bei 1000-facher Vergrößerung betrachtet und ausgemessen. Das Verhältnis der.Dicke des gleichachsig rekristallisierten Bereiches zu der Gesamtdicke wurde in ]?ig. 8 gegen den Betrag der Verformung aufgetragen, den jede einzelne Probe erhalten hatte. Für die besonderen Verformungsbedingungen in diesem Versuch wird deutlich, daß bei einer etwa 40%-igen Dickenabnahme im wesentlichen der ganze Probekörper das hochfein gekörnte Gefüge erhalten hat. Bei diesen verschiedenen Verformungen wurden auch Elektronen-Schliffbilder aus der Mitte des Probekörpers hergestellt. Der jähe Wechsel der Kornbildungs-Morphologie bei etwa 35% Abnahme ist deutlich sichtbar. Der Einfluß einer Verformung weit oberhalb des kritischen Wertes, der zu noch weiterer Kornverfeinerung führte, ist aus dem Schliffbild für 70%-ige Abnahme ersichtlich.

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Wie bereits erwähnt, kann das Verfahren nach der Erfindung mit Erfolg auf alle Zusammensetzungen angewendet werden, die beim Abkühlen in Martensit oder Bainit umgewandelt werden können. Demgemäß ist beispielsweise in einer Verbindung, welche einen Nickelgehalt weit oberhalb von 25% hat, der Austenit zu stabil für eine derartige notwendige Umwandlung. In gleicher Weise führt ein Mangangehalt weit oberhalb von -15% (oder ein geringerer Anteil von Mangan, Nickel und/oder Stickstoff) zu. einer Verbindung, welche zu stabil ist, um das angestrebte Ausgangsgefüge aus Martensit oder Bainit auszubilden. Zusätzlich zu der Austenitstabilität sind andere zusammensetzungsmäßig bedingte Hemmnisse zu beachten. Ganz allgemein ist eine Legierung mit mehr als 1,2% Kohlenstoff oder etwa 0,5% Stickstoff zu schwierig ausreichend zu bearbeiten, als daß die Rekristallisation während des Temperns in dem ·Mehrphasengebiet zu der angestrebten gleichachsigen Morphologie führt.

Bei den Ausführungsbeispielen war der Gehalt an Austenitbildnern (Mn* Ni und C) ausreichend, so daß der hochfeine Austenit, der während des Temperns in dem kritischen Bereich gebildet wurde, selbst nach Abkühlung beträchtlich unter Raumtemperatur beständig war. Werden ärmere Zusammensetzungen benutzt, wie beispielsweise ein Pe-Mn-Ni-C-Stahl, mit 2% Mn, 1,0% Ni und 0,2% C, in denen der Austenit vergleichsweise weniger stabil ist, so kann der Austenit (in Abhängigkeit von den verwendeten Abkühlungsgeschwindigkeiten) in die bekannten Umwandlungsprodukte umgewandelt werden. So werden bei Anwendung einer kontinuierlich langsamen Abkühlung oder durch isothermes Halten

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auf relativ hohen Temperaturen Perlit und '.flasriger
Bainit erzeugt, während schnellere Abkühlungsgeschwindigkeiten zu nadeiförmigem Bainit oder-Martensit führen. Im letzteren Fall kann eine unerwünschte Versprödung durch den Martensit mit Hilfe .bekannter Behandlungsweisen, wie dem unterbrochenen'Härten (Warmbadhärten) oder durch Tempern des Martensites vermieden werden*

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Claims (14)

Pat entansprüche

1. Verfahren zur Behandlung von eisenhaltigen Gefügen aus der Gruppe der Martensit- und Bainitgefüge zur Erzielung einer im wesentlichen gleichmäßigen, hochfeinen Korngröße, dadurch gekennzeichnet , daß das Gefüge bis zu einem zur wirksamen Beseitigung des Kornbildungseffektes der früheren Korngrenzen ausreichenden Ausmaß verformt, das verformte eisenhaltige Gefüge oberhalb der ¹¹A₃"-Temperatur und unterhalb der "A|."-Temperatur bis zur Ausbildung von im wesentlichen gleichachsigen, hochfein gekörnten Austenitkristallen getempert und die so bearbeitete Legierung unter die "A "-Temperatur abgekühlt wird·

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß ein martensitisches Gefüges behandelt wird.

3. Abwandlung des Verfahrens nach Anspruch 1,zur Herstellung einer im wesentlichen gleichmäßigen, hochfeinen Korngröße an zur Umwandlung in Hartensit oder Bainit befähigten Eisenlegierungen, dadurch gekennzeichnet , daß vor der Verformung, Temperung und Abkühlung die Legierung bei einer Temperatur innerhalb des Austenitbereiches bis zu einer im wesentlichen vollständigen Umwandlung in Austenit geglüht und der derart gebildete Austenit zur Bildung eines Feingefüges im wesentlichen aus Hartensit oder Bainit abgekühlt wird.

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4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3» dadurch gekennz ei ohne.t , daß die Verformung bis zu einem solchen Maße ausgeführt wird, daß die während des Temperas stattfindende Rekristallisation zu einem im wesentlichen gleichförmigen, gleichachsigen Gefüge mit hochfeinem Korn führt.

5- Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, . dadurch g e kennzeichnet , daß die Legierung aus einem Zusajnmensetzungsbereich ausgewählt wird, in dem im wesentlichen die Austenitbildner in Mengen von höchstens 25% Nickel, 15% Mangan, 1,2% Kohlenstoff, 0,5% Stickstoff sowie deren Mischungen, Rest Eisen und übliche Stahlverunreinigungen vorliegen.

6. Verfahren nach Anspruch 5? dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung einen ausreichenden Gehalt jener Austenitbildner zwecks hinreichender Austenitstabilität besitzt, so daß der während des Temperns gebildete Austenit bei der Abkühlung unter die "A₀"-Temperatur erhalten bleibt.

7. Verfahren nach Anspruch 5» dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an jenen Austenitbildnern nicht ausreichend ist, um den während des Temperns gebildeten Austenit hinreichend zu stabilisieren, sodaß sich der Austenit in die Umwandlungsprodukte Perlit, Martensit und Bainit umwandelt.

8. Verfahren nach Anspruch 7» dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlung hinreichend rasch erfolgt, um Martensit zu bilden.

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9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet , daß der Hartensit bei einer Temperatur unterhalb von "A_s" erneut getempert wird.

10. Verfahren nach Anspruch 7» dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen unterbrochen wird, um die gleichachsigen, hochfein gekörnten Austenit-Kristalle in ein Vergütungsgefüge umzuwandeln.

11. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformung bei einer Temperatur oberhalb von "A₀" und unterhalb von "AJ¹ ausgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformung bei einer Temperatur unterhalb von "A " durchgeführt wird.

13· Verfahren nach Anspruch 3* dadurch g e k e η η zeichnet, daß das Tempern bei einer Temperatur innerhalb des Bereiches ¹¹A₀" bis "A₀ + 150 ⁰C" durchgeführt wird.

14. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß die Verformung zumindest soweit geführt wird, daß eine Steigerung der inneren Energie der Legierung erhalten wird, die derjenigen entspricht, die ein 12,7 mm starkes Blech bei einer Dickenabnahme von 35% erfährt.

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