Döring, Waldemar (Lindenstrasse 1 Hasselroth, 63594, DE)
Hausch, Gernot (Leipziger Strasse 45 Langenselbold, 63505, DE)
Weber, Hartwin (Westbahnhofstrasse 28 Hanau, 63450, DE)
Döring, Waldemar (Lindenstrasse 1 Hasselroth, 63594, DE)
Hausch, Gernot (Leipziger Strasse 45 Langenselbold, 63505, DE)
| 1. | Hochfester, aushärtbarer, korrosionsbeständiger Federstahl vom MaragingTyp, mit isotroper Umformbarkeit dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl im wesentlichen aus 6, 0 bis 9, 0 Gew.% Ni 0, 1 bis 0, 3 Gew.% Ti 11, 0 bis 15, 0 Gew.% Cr 0, 2 bis 0, 3 Gew.% Be Rest Fe besteht, daß der Federstahl eine Martensittemperatur Mg 2 130°C auf weist und daß der Federstahl einen Ferritgehalt ferrit < 3 % auf weist. |
| 2. | Federstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt sind. |
| 3. | Federstahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram ersetzt sind. |
| 4. | Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl bis zu 0, 1 Gew.% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz enthält. |
| 5. | Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl bis zu 4 Gew.% Kupfer enthält. |
| 6. | Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl wenigstens eines der Elemente Mangan oder Silizium in individuellen Anteilen von weniger als 0, 5 Gew.% enthält. |
| 7. | Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl wenigstens eines der Elemente C, N, S, P, B, H oder O in individuellen Anteilen von weniger als 0, 1 Gew.% enthält. |
| 8. | Federstahl nach einem der Ansprüche 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl eine MartensitTemperatur TMS= [629, 45 6, 8 (Cr+1, 2 Mo+0, 6 W)24, 5 (Ni+0, 15Co)13, 2Mn11, 2 Si670 (C+N)] °C aufweist. |
| 9. | Federstahl nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Federstahl einen Ferritgehalt cFerrit= [11, 8 Si+7, 92 (Cr+Mo+1/2 W) +15, 84 Ti2, 91 Mn5, 83 (Ni+0, 3Co) 174, 9 (C+N)77, 08] % aufweist. |
| 10. | Verfahren zum Herstellen eines isotrop biegbaren Feder stahles mit einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, gekennzeichnet durch folgende Verfahrensschritte : a) Erschmelzen der Legierung unter Vakuum oder Schutzgas und anschließendes Gießen zu einem Gußblock ; b) Warmverformen des Gußblockes zu einem Band bei 900°C < T < 1150°C ; c) erstes Lösungsglühen des Bandes bei 850°C < T2 < 1100°C ; d) Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 < 300°C ; e) Kaltverformen und Schleifen des Bandes zum Abtrag der Be rylliumverarmten Randzone ; fl) zweites Lösungsglühen bei 850°C # T5 # 1100°C. |
| 11. | Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch folgende weitere Verfahrensschritte : g) Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C < T6 < 550°C. |
| 12. | Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch folgende weitere Verfahrensschritte : f2) zweites Kaltverformen ; g) Wärmebehandlung bei 400°C # T6 # 550°C. |
Dabei handelt es sich um im lösungsgeglühten Zustand voll- ständig martensitische Legierungen, die durch eine Wärmebe- handlung aushärtbar sind. Diese Legierungen weisen eine gute isotrope Umformbarkeit vor dem Aushärten aus. Nach dem Aus- härten weisen diese Legierungen sehr hohe Festigkeiten, Här- ten, Biegewechselfestigkeiten sowie Relaxationsbeständigkei- ten <300°C auf. Solche Legierungen sind beispielsweise aus der EP 0 773 307 AI und aus der JP-A-49 119 814 bekannt.
Diese Federstähle vom Maraging-Typ unterscheiden sich prinzi- piell von metastabilen austenitischen bzw. von semiausteniti- schen Stählen durch ihre Martensit-Temperatur. Bei den meta- stabilen austenitischen bzw. semiaustenitischen Federstählen liegt die Martensit-Temperatur ungefähr bei/oder unter Raum- temperatur. Solche metastabilen austenitischen bzw. semi- austenitischen Stähle sind beispielsweise aus der EP 0 210 035 Al bekannt.
Die eingangs genannten Stähle benötigen eine erhöhte Kaltver- formung, um Verformungsmartensit zu bilden. Sie haben den entscheidenden Nachteil, daß bei der Herstellung von Drähten und Bändern die Duktilität durch die erhöhte Kaltverformung vor der eigentlichen Aushärtung sehr stark reduziert ist.
Insbesondere bei der Herstellung von Bändern bildet sich eine sogenannte Verformungstextur aus, die eine isotrope Umform- barkeit verhindert. Unter einer isotropen Umformbarkeit wird hier und im folgenden verstanden, daß eine vergleichbare Um- formbarkeit sowohl parallel als auch senkrecht zur Walzrich- tung gegeben ist.
Gerade eine solche isotrope Umformbarkeit ist aber bei der Verwendung von Federstählen für Federelemente, die mehrere Funktionen gleichzeitig erfüllen sollen, zwingend erforder- lich.
Aus der eingangs erwähnten JP-A-49 119 814 ist ein hochfes- ter, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der Nickel und Chrom im Bereich (2, 5 ; 14), (10, 2 ; 14), (7, 3 ; 18) und (2, 5 ; 18) auf dem (Nickel ;-Chrom)-Gewichts.-%-Diagramm enthält mit Rest Eisen. Für die Warmverarbeitung empfiehlt die JP-A-49 119 815 wenigstens eines der Elemente Molybdän, Titan, Kup- fer, Wolfram und Zirkon in einem Gesamtanteil von weniger als 0, 5 Gew.-%. Zur Aushärtung werden Beryllium-Gehalte größer 0, 3 Gew.-% empfohlen. Es hat sich gezeigt, daß bei einer Ver- wendung von Beryllium-Gehalten größer 0, 3 Gew. % auch unter Verwendung der gelehrten Titanzusätze die Legierung nicht warm verarbeitet werden konnte.
Aus der eingangs erwähnten EP 773 307 Al ist ein hochfester, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der 6 bis 9 Gew.-% Nickel, 11 bis 15 Gew.-% Chrom, 0 bis 6 Gew.-% Kupfer und Ko- balt sowie eine Kombination von Molybdän + 1/2 Wolfram im Be- reich von 0, 5 bis 6 Gew.-% und Beryllium im Bereich von 0, 1 bis 0, 5 Gew.-% enthält. Hier hat sich jedoch gezeigt, daß dieser Werkstoff nicht fertigungssicher ist, weil er fallwei- se zweiphasig ist, d. h., daß er neben Martensit auch hohe An- teile an Ferrit enthält. Dieser Ferritanteil jedoch führt zu unerwünschten mechanischen Eigenschaften. Zum einen kann ein hoher Ferritanteil bei den o. g. Zusammensetzungen bis zu Wer- ten von 60 % ansteigen und dadurch zu reduzierter Gitterver- spannung und damit zu Härteeinbußen vor bzw. nach der Aushär- tung führen. Zum anderen kann der Ferrit bei Wärembehandlun- gen im ungünstigen Temperaturbereich zwischen Aushärtung und Lösungsglühen in eine spröde Theta-Phase und in Austenit zer- fallen, der sich dann beim Abkühlen zu Martensit umwandelt.
Dieser Zerfall führt zu großen Einbußen in der Duktilität.
Des weiteren liegt die Martensit-Temperatur bei den o. g. Zu- sammensetzungen fallweise zu niedrig, z. B.-40° C. Und selbst bei Zusammensetzungen mit Martensit-Temperaturen, die unter normalen Bedingungen bei ca. 100°C lagen, konnte fallweise eine vollständige Umwandlung des Austenit in Martensit nicht erfolgen. Dabei hat sich erwiesen, daß die Glühtemperatur und -dauer und die Abschreckgeschwindigkeit kritische Verarbei- tungsparameter waren. Dies führt zu sehr starken Härteeinbrü- chen im ausgehärteten Zustand und deutlichen Qualitätsschwan- kungen in der Fertigung.
Aus der CH-PS 320 815 sind des weiteren Federlegierungen be- kannt, die bis zu 25 Gew.-% Chrom und bis zu 20 Gew.-% Nickel enhalten können. Die dort beschriebenen Legierungen können sowohl aus austenitisch, als auch ferritisch als auch marten- sitisch und auch in den Kombinationen von Austensit, Ferrit und Martensit vorliegen. Mit den dort beschriebenen breiten Legierungsfenstern können in der Regel keine mechanischen Ei- genschaften, insbesondere eine gute, reproduzierbare isotrope Umformbarkeit gewährleistet werden.
Ferner ist aus der CH-PS 265 255 eine austensitische Superle- gierung auf Kobalt-Nickel-Basis bekannt. Die dort beschriebe- ne Kobalt-Nickel-Basislegierung ist mit härtenden Zusätzen aus Beryllium und/oder Titan und/oder Kohlenstoff in Mengen von bis zu 5 Gew.-% versehen. Die dortigen Legierungen sind austensitisch, sodass zu ihrer Aushärtung relativ hohe Beryl- liumkonzentrationen erforderlich sind, da die Löslichkeit von Beryllium in austensitische Gefüge relativ hoch ist.
Ferner ist aus der DE-AS 1 186 889 ein Verfahren zur Einstel- lung von Texturen in ferritischen Legierungen bekannt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen hoch- festen, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ bereitzustellen, der leicht zu fertigen ist, so
daß die hergestellten Stähle keine Qualitätsschwankungen auf- weisen.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch einen hochfesten, aus- härtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ gelöst, der dadurch gekennzeichnet ist, -daß der Federstahl im wesentlichen aus 6, 0 bis 9, 0 Gew.-% Ni 0, 1 bis 0, 3 Gew.-% Ti 11, 0 bis 15, 0 Gew.-% Cr 0, 2 bis 0, 3 Gew.-% Be Rest Fe besteht, -daß der Federstahl eine Martensit-Temperatur Mg > 130°C aufweist und -daß der Ferritgehalt des Federstahls cFerrit < 3 % beträgt.
Zur Veranschaulichung dieser erfindungsgemäßen Legierungsaus- wahl zeigt die Fig. 6 ein sogenanntes"Schaeffler"-Diagramm.
Typischerweise können bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt werden und bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram.
In einer Fortbildung der vorliegenden Erfindung kann der Fe- derstahl bis zu 4 Gew.-% Kupfer enthalten, um die Korrosions- beständigkeit i. b. gegen Lochfraß noch weiter zu steigern.
Der Federstahl kann wenigstens eines der Elemente Mangan, Si- lizium, Aluminium oder Niob in individuellen Anteilen von we- niger als 0, 5 Gew.-% enthalten.
Um einen qualitativ hochwertigen Federstahl zu erreichen, weist der erfindungsgemäße Federstahl wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Bor, Wasserstoff oder Sauerstoff in individuellen Anteilen von we- niger als 0, 1 Gew.-% auf. Werden diese Anteile überschritten, so kommt es zu unerwünschten Karbid,-Borid-oder Nitridaus-
scheidungen, die die physikalischen Eigenschaften des Werk- stoffs negativ beeinflussen.
In einer bevorzugten Ausführung enthält der Federstahl bis zu 0, 1 Gew.-% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz.
Um die Komponenten für die Legierungsschmelze korrekt einzu- stellen, hat sich ergeben, daß die Martensit-Temperatur, die oberhalb 130°C gemäß der vorliegenden Erfindung liegen muß, durch Gleichung (1) angegeben werden kann : Mg= [629, 45-16, 8 (Cr+1, 2 Mo+0, 6 W)-24, 5 (Ni+0, 15Co)-13, 2 Mn- 11, 2 Si-670 (C+N)] °C (1) Der Ferritanteil kann gemäß Gleichung (2) eingestellt werden in Gew.-% : cFerrit= [11, 8 Si+7, 92 (Cr+Mo+1/2 W) +15, 84 Ti-2, 91 Mn-5, 83 (Ni+0, 3Co)-174, 9 (C+N)-77, 08]. (2) Erfindungsgemäß darf der Ferritgehalt 3 % nicht übersteigen, da es sonst zu spröden Theta-Phasen oder zu großen Härteein- bußen führen kann.
Ein Vergleich der berechneten zu den ermittelten Werten für die Martensit-Temperatur und den Ferritgehalt ist den Figuren 1 und 2 zu entnehmen. Die in den Figuren 1 und 2 gezeigten Legierungen sind in ihren Zusammensetzungen in der folgenden Tabelle aufgeführt. Elemente Ms-T Ferrit-HV Nr. Fe Ni Cr Mo Be Si Mn Ti N C (°C) Anteil n. Aush. l (%) 1 Rest 7, 75 12, 20 5, 00 0, 25 0, 08 0, 22 0, 27 114 15 640 2 Rest 7, 80 12, 20 5, 00 0, 17 0, 08 0, 20 0, 15 117 8 595 3 Rest 7, 00 11, 60 5, 00 0, 24 0, 08 0, 21 0, 30 142 5 640 4 Rest 7, 75 11, 00 4, 50 0, 25 0, 08 0, 20 0, 29 143 5 640 5 Rest 7, 40 11, 60 4, 60 0, 25 0, 08 0, 19 0, 29 143 11 640 6 Rest 7, 80 12, 20 2, 00 0, 25 0, 08 0, 20 0, 25 170 0 640 7 Rest 7, 80 12, 20 0, 00 0, 25 0, 08 0, 20 0, 25 214 0 640 8 Rest 7, 80 13, 65 1, 15 0, 19 0, 19 0, 29 0, 19 172 0 640 9 Rest 7, 80 13, 95 1, 35 0, 20 0, 38 0, 47 0, 29 0, 024 0, 020 132 0 640
Die Vickers-Härten der in den Figuren 1 und 2 gezeigten Le- gierungszusammensetzungen erreichten alle Vickers-Härten grö- ßer 590 nach einer zweistündigen Wärmebehandlung bei 470°C.
Die vorliegenden Legierungen werden typischerweise durch Gie- ßen einer Schmelze in einem Tiegel oder Ofen unter Vakuum o- der unter einer Schutzgasatmosphäre herstellt. Die Schmelz- temperaturen liegen dabei bei ca. 1500°C. Danach erfolgt ein Abguß in eine Kokille. Die Gußbarren aus den vorliegenden Le- gierungen werden dann bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C bis 1200°C vorgeblockt und dann zu einem Band bei 900°C S T1 < 1150°C warmverformt. Die niedrigen Warmwalz- Temperaturen werden gewählt, um die an freiem Be verarmten Randzonen zu minimieren. Danach findet ein erstes Lösungsglü- hen (Homogenisieren) des Bandes je nach Wahl der Glühdauer bei 850°C < T2 5 1100°C statt. Nach einem Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 < 300°C wird das Band bei einer Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, kalt- verformt und geschliffen mit dem Ziel, die an freiem Be ver- armte Randzone vollständig zu entfernen. Danach findet ein zweites Lösungsglühen bei 850°C < Ts < 1100°C statt mit dem Ziel, ein feinkörniges Austenit-Gefüge zu erhalten.
In einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung findet nach dem zweiten Lösungsglühen eine Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C S T6 < 550°C statt. Die Wärmebehandlung wird 0, 25 h bis 10 h vorgenommen. Das Lösungsglühen kann eine Minute bis 6 h erfolgen, und es kann langsam abgekühlt bzw. schroff abgeschreckt werden ; d. h. die Abschreckungsgeschwin- digkeit hat einen relativ geringen Einfluß.
In einer alternativen Ausführungsform der vorliegenden Erfin- dung findet jedoch zur Erzielung einer höheren Härte nach dem zweiten Lösungsglühen eine zweite Kaltverformung bei einer Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, statt. Die isotrope Umformbarkeit wird hiervon nicht sehr be- troffen wegen der geringen Verfestigung und Texturausbildung dieser hier behandelten Maraging-Legierungen. An die zweite Kaltverformung schließt sich dann erst die Wärmebehandlung bei 400°C < T6 < 550°C an.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden Federelemente her- gestellt, die Vickers-Härten HV > 590 aufwiesen, sehr hohe Festigkeiten (Festigkeiten größer 1900 N/mm2) aufwiesen.
Die Korrosionsbeständigkeit wurde im ausgehärteten Zustand durch Feuchtigkeits-und Salznebeltests untersucht. Bei rela- tiven Luftfeuchtigkeiten von 90% wurde nach 28 Tagen bei 50°C kein Korrosionsangriff festgestellt. Ebenso wurde kein Korro- sionsangriff nach einem Tag Salznebel an den Federelementen festgestellt.
Die Herstellung eines erfindungsgemäßen Federstahls wird nun anhand des folgenden bevorzugten Ausführungsbeispiels einge- hend beschrieben : Ausführungsbeispiel Eine Legierung mit 7, 8 Gew.-% Ni, 13, 0 Gew.-% Cr, 1, 0 Gew.-% Mo, 0, 2 Gew.-% Si, 0, 3 Gew.-% Mn, 0, 25 Gew.-% Be, 0, 2 Gew.-%
Ti sowie Rest Fe wurde unter Vakuum erschmolzen und bei einer Temperatur von ungefähr 1500°C in eine Rundkokille abgegos- sen.
Der Abguß wurde bei einer Temperatur von ungefähr 1200°C vor- geblockt und anschließend bei einer Temperatur von ungefähr 1100°C zu einem Band gewalzt. Die Martensit-Temperatur Mg lag bei der erschmolzenen Legierung bei ungefähr 156°C. Der Fer- ritgehalt ferrit war 0.
Nach einem Lösungsglühen bei ungefähr 1000°C wurde das Mate- rial anschließend bei Raumtemperatur kaltgewalzt und einem zweiten Lösungsglühen bei wiederum 1000°C unterworfen und an- schließend wiederum bei Raumtemperatur kaltverformt.
Die Figuren 3 und 4 zeigen die mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit der Kaltverformung der so behandelten Legierung vor und nach der Aushärtung, die durch eine Wärmebehandlung erfolgt.
Die Dehnung ist bei diesen schwach verfestigenden Legierungen ein schlechtes Maß für die Duktilität. Aussagekräftiger sind die Biegeradien vor der Aushärtung.
Die gefundenen Werte sind für die"schwere"Richtung, d. h. für die Biegeachse parallel zur Walzrichtung, in der Figur 5 wiedergegeben und mit den Festigkeiten nach der Aushärtung verknüpft und des weiteren mit zwei Legierungen aus dem Stand der Technik verglichen. Die erfindungsgemäße Legierung ist hier mit dem Bezugszeichen 1 versehen, wohingegen die beiden Stand der Technik-Legierungen mit den Bezugszeichen 2 und 3 versehen sind. Die Legierung 2 aus dem Stand der Technik ist ein rostfreier Federstahl 1. 4310 (X12 Cr Ni 17 7) des Typs metastabiler Austenit. Die Legierung 3 ist der austenitische Federwerkstoff Ni2Be, der unter dem Handelsnamen Beryvac 520 von der Vacuumschmelze GmbH vertrieben wird.
Die Biegeradien in der"leichten"Richtung, d. h. also Biege- achse senkrecht zur Walzrichtung, haben zumindest gleichwer- tige bzw. auch bessere Werte.
Aus der Figur 5 wird die Überlegenheit des Federstahls vom Maraging-Typ gemäß der vorliegenden Erfindung gegenüber den eingangs erwähnten metastabil austenitischen bzw. semiauste- nitischen Federstählen deutlich.
Die anschließende Aushärtung erfolgt über eine Wärmebehand- lung bei einer Zeitdauer von zwei Stunden bei einer Tempera- tur von 470°C.
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