DE1433777B2 - Verwendung und Verfahren zur Warmebe handlung einer Eisenlegierung - Google Patents
Verwendung und Verfahren zur Warmebe handlung einer EisenlegierungInfo
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- C22C—ALLOYS
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- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
Description
Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung und Durch Versuche konnte festgestellt werden, daß
Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung : · ι gewisse Legierungen gegenüber den oben geschilderten
für elastische Werkstücke, wie Federn und Druck- austenitischen Legierungen den Vorteil einer wesentmeßkapseln.
lieh höheren Elastizitätsgrenze aufweisen, und zwar
Es sind bereits unterschiedliche Legierungen bekannt, 5 gekoppelt mit einem Thermokoeffizienten der Elastiaus
denen man Federn mit kleinem Thermokoeffizien- zität von Null oder einem sehr kleinen Wert Derartige
ten der Elastizität (geringer Temperaturabhängigkeit Legierungen machen es möglich, sämtliche Forderundes
Elastizitätsmoduls) herstellen kann, wie Spiral- gen der Herstellung und Anwendung der in Frage
federn für Uhren oder elastische Membranen, wie sie kommenden elastischen Werkstücke zu genügen. Diese
bei der Herstellung von Druckmeßkapseln, ζ. B. für ίο Legierungen sind durch das gleichzeitige Vorhanden-Druckmeßgräte,
Verwendung finden. sein zweier Phasen, gekennzeichnet, von denen die eine
Unter diesen Legierungen gibt es austenitische Eisen- eine Martensit-Phase mit einem negativen Thermo-Nickel-Chrom-Legierungen,
die reich an Nickel und koeffizienten und die andere eine Austenit-Phase deran Chrom sind und deren Elastizitätsgrenze dadurch artiger Zusammensetzung ist, daß ihr Thermokoeferhöht
wird, daß man eine Lösung von Härtungs- 15 fizient positiv ist. Durch eine geeignete Wahl der Anelementen
bei höherer Temperatur, d. h. oberhalb teile der Martensit- und der Austenit-Phase ist es
7500C, mit einer folgenden Kaltverformung kombi- möglich, einen gesamten Thermokoeffizienten der
niert und schließlich die Härtungselemente durch einen Elastizität von Null oder einem sehr kleinen Wert zu
Anlaßvorgang bei 4C0 bis 500° C oder noch höheren erhalten.
Temperaturen zum Ausfallen bringt. 20 Eine solche Legierung muß außerdem derart ge-
Temperaturen zum Ausfallen bringt. 20 Eine solche Legierung muß außerdem derart ge-
Die härtenden Elemente können entweder Kohlen- wählt werden, daß die Martensit-Phase durch Ausstoff,
gegebenenfalls in Verbindung mit Wolfram und fällen von härtenden Elementen während eines Anlaß-Molybdän,
oder aber Titan, gegebenenfalls in Ver- Vorganges gehärtet, werden kann und daß gleichzeitig
bindung mit Aluminium, sein. der Anlaßvorgang zur Bildung des stabilen Austenits
Diese Legierungen, bei denen die Zusammensetzung 25 mit positivem Thermokoeffizienten der Elastizität führt,
der austenitischen Grundstruktur derart eingestellt Es ist nicht mehr neu, daß man durch Anlassen bei
wird, daß sich ein Thermokoeffizient der Elastizität verhältnismäßig niedriger Temperatur in Eisen-Nickelvon
Null oder einem sehr kleinen Wert ergibt, gestatten Legierungen, die beispielsweise 9 bis 10 % Nickel entes,
Elastizitätsgrenzen (0,2%-Dehnungsgrenzen σ0ΐ2) halten, das Erscheinen eines gewissen Anteils an
von mehr als 100 kg/mm2 zu erhalten; bei den meisten 30 Austenit bewirken kann; der auf diese Weise ent-Anwendungsweisen
oder Verwendungszwecken muß stehende Austenit hat aber meist nicht einen positiven
man aber nicht nur günstige Temperaturkoeffizienten Thermokoeffizienten der Elastizität, wie ihn die ferroder
Elastizität erzielen, sondern auch ganz bestimmten magnetischen Austenite zeigen, bei denen sich die
zwingenden Herstellungsbedingungen genügen. So »anomale« Umwandlung der reversiblen Ferronickel
wird für Spiralfedern von Uhren gefordert, daß die 35 ergibt, welche zu Beginn der thermoelastischen Ano-Form
der Feder durch die thermische Anlaßbehandlung malie auftritt. Außerdem kann dieser Austenit nicht
' nicht beeinflußt wird; dieses »Fixieren« der Form ausreichend stabil sein, um einer Umformung in
zwingt dazu, eine thermische Behandlung vorzusehen, Martensit zu entgehen, die leicht durch die Kombidie
notwendigerweise nicht mit derjenigen thermischen nationswirkung des Anlassens und des nachfolgenden
Behandlung übereinstimmt, bei der die Legierung die 40 Abkühlens sowie der Kaltverformung ausgelöst werden
maximale Elastizitätsgrenze erhält. Bei Manometer- kann, wenn die Endbehandlung an dem kaltverformten
kapseln kann die Schwierigkeit der Tiefziehverfor- Metall vorgenommen wird.
mung dazu führen, daß man nicht mehr die Wirkung Bei der Patentinhaberin durchgeführte Untersuchun-
der Kaltverformung ausnutzen kann und die Elastizi- gen haben ergeben, daß es möglich ist, durch einen
tätsgrenze, die dann nur durch eine Folge von ther- 45 Anlaßvorgang einen Anteil an stabilem, ferromagnetimischen
Behandlungen beeinflußt wird, zu niedrig liegt. schem Austenit mit positiven Thermokoeffizienten der
Zusammenfassend läßt sich sagen, daß die Not- Elastizität auftreten zu lassen, und zwar bei wenig
wendigkeit, einen Kompromiß zwischen den teilweise Kohlenstoff enthaltenden, an sich nicht mehr neuen
gegensätzlichen Bedingungen eingehen zu müssen, dazu Legierungen auf der Basis von Eisen, die als wesentf
ührt, daß man in dem Verwendungszustand des Pro- 50 liehe Legierungskomponenten Nickel, Kobalt, Molybduktes
nur eine Elastizitätsgrenze erhält, die nicht dän, Titan und gegebenenfalls in geringen Mengen
höher als 60 bis 70 kg/mm2 liegt. Trotz des an sich Aluminium, Bor, Zirkon sowie desoxydierend wirverhältnismäßig
hohen Wertes der Elastizitätsgrenze kende Elemente (Mn, Si, Ca ...) enthalten,
bei der erwähnten Art von Legierungen wird eine Gegenstand der Erfindung ist daher die Verwendung
bei der erwähnten Art von Legierungen wird eine Gegenstand der Erfindung ist daher die Verwendung
Elastizitätsgrenze in dieser Größenordnung häufig als 55 einer Eisenlegierung bestehend aus
ungenügend angesehen. Außerdem können diese Legte- q ^q q, J^0 4 5/5 5
ungenügend angesehen. Außerdem können diese Legte- q ^q q, J^0 4 5/5 5
rungen mit einer Härtung in austenitischer Phase Anlaß -ktj
^17/19 Ti 0 2107
zu Unregelmäßigkeiten der Form des Produktes geben, Co""'' 6 5/9 5 Fe Rest'
insbesondere dann, wenn das Bemühen um die Er-
höhung ihrer Elastizitätsgrenze dazu führt, den Anteil 60 und gegebenenfalls mit einem Gehalt von 0 bis 0,15 Ge-
der härtend wirkenden Elemente zu erhöhen. wichtsprozent Aluminium, 0 bis 0,10 Gewichtsprozent
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, Bor, 0 bis 0,25 Gewichtsprozent Zirkon und Desoxyeine
Eisenlegierung und ihre Wärmebehandlung anzu- dantien, wie 0 bis 0,20 Gewichtsprozent Mangan, 0 bis
geben, die eine wesentlich höhere Elastizitätsgrenze 0,20 Gewichtsprozent Silizium und 0 bis 0,20 Gewichtsund
gleichzeitig einen Thermokoeffizienten der Elasti- 65 prozent Kalzium, in einer maximalen Gesamtmenge
zität von Null oder einem sehr kleinen Wert aufweist, von 0,30 Gewichtsprozent zur Herstellung von Werkwobei
die daraus hergestellten Werkstücke möglichst stücken, wie Federn und Druckmeßkapseln, deren
auch sehr formbeständig sein sollen. thermoelastischer Koeffizient annähernd gleich Null ist.
Eine solche Legierung hat sehr hoch liegende Werte für die Elastizitätsgrenze und die Bruchdehnung, die
man nach einem Glühen bei 150° C und einem darauffolgenden Anlassen bei 480°C erzielen kann:
Proportional-Elasti- ..;-·■-
zitätsgrenze 140 bis 160 kg/mm2 -
0,2°/o-Dehnungs- ;
grenze σ02 ..... 175 bis 200:kg/mm2
Zugfestigkeit 180 bis 205 kg/mm2
Bruchdehnung ...:... 10 bis 12°/0
Einschnürung 48 bis 58%
Diese hervorragenden Eigenschaften wurden von
den Herstellern dieser Legierung darauf zurückgeführt,
daß nach dem Glühen bei 815° C und Abkühlen bis auf die Umgebungstemperatur sich die Legierung in dem
Martensit-Zustand befinde und praktisch keinen Austenit enthalte, und daß der geringe Kohlenstoffgehalt
dem Martensit eine besonders gute plastische Verformbarkeit
verleihe. Durch ein Anlassen während einiger Minuten bis zu einigen Stunden soll in dem Martensit
eine Ausfällung einer regulären Phase Fe2CoNi erfolgen,
welche die Ursache einer bedeutenden Härtung sei. Es wurde ferner angenommen, daß das Anlassen
bei 4800C nicht zur Bildung von Austenit führe, was nach Ansicht der Hersteller einen besonderen Vorteil
darstelle, da dadurch Volumenänderungen beim Anlaßvorgang, die mit der <χ-γ- Um Wandlung verbunden
sind, vermieden werden.
Demgegenüber haben bei der Patentinhaberin durchgeführte Untersuchungen der Vorgänge beim
Anlassen einer derartigen Legierung, die unter Anwendung von Ausdehnungs- und thermomagnetischen
Verfahren, der Bestimmung des Widerstandes und der Sättigungsinduktion sowie unter Benutzung von Röntgenstrahlen
durchgeführt wurden, ergeben, daß das Anlassen — im Anschluß an eine Glühbehandlung bei
815 bis 825°C mit anschließender Luftkühlung—unabhängig
von der Härtung der Martensit-Phase zu einer bereits bei einer Anlaßtemperatur von 450° C einsetzenden
stetigen Entwicklung oder Ausbildung einer Austenit-Phase führt. Gewisse Anzeichen, die sich aus
der Änderung der Magnetostriktion mit der Anlaßtemperatur ergeben, lassen sogar vermuten, daß die
Bildung des Austenits gegebenenfalls schon bei Anlaßtemperaturen von 4000C beginnt. Die Sättigungsinduktion des dabei gebildeten Austenits, der an sich
ferromagnetisch ist, liegt unterhalb der Sättigungs- - induktion des Martensits, so daß der Wert für die insv
gesamt zu messende Sättigungsinduktion der Legierung benutzt werden kann, um den Anteil an Austenit zu
bestimmen, der sich beim Anlaßvorging gebildet hat. Der Curiepunkt dieses Austenits nimmt normalerweise
von 330° C bis in den Bereich von 40 bis 50° C ab,
■ und zwar in dem Maße, wie die Anlaßtemperatur
.- zwischen 480 und 650° C geändert wird. Der so ge-—bildete
Austenit ist stabil und zersetzt sich nicht bzw.
ίο wandelt sich nicht um, wenn die Legierung bis auf die
, Umgebungstemperatur abgekühlt wird. Dieser Austenit bleibt selbst nach einer mehrstündigen Aufbewahrung
'.. der Legierung bei der Temperatur des flüssigen Stickstoffs stabil. ..:■■ ; . ; . ".:"
Von einer Anlaßtemperatur von 670° C ab wird der gebildete Austenit unstabil, und er zersetzt sich od5r
wandelt sich während der Abkühlung bei etwa 40° C um, wenn die Anlaßtemperatur .7000C odir mehr
beträgt. Eine vollständige Umwandlung in Austenit läßt sich bei Anlaßtemperaturen von 780°C erzielen.
Im Bereich der Anlaßtemperaturen zwischen 480 und 6500C beobachtet man also die Ausbildung eines
stabilen ferromagnetischen Austenits, dessen Zusammensetzung und physikalische Eigenschaften mit der
Temperatur und der Anlaßdauer stetig veränderlich sind. Die obengenannten Zahlenwerte wurden nach
Anlaßvorgängen von 7 Stunden Dauer erhalten. Bei wesentlich kürzeren Anlaßzeiten ist es möglich, die
Stabilität des gebildeten Austenits nach Anlaßtemperaturen bis zu 7000C zu erhalten.
Die folgenden Meßergebnisse, die mit einer Legierung der folgenden Zusammensetzung
Si .,
S .
P .
S .
P .
Mn
Ni .
0,005
0,09
0,016
0,015
0,09
18,55
0,09
0,016
0,015
0,09
18,55
Co .,
Mo;,
Ti ·.
AL.
Fe .
Fe .
9,05 4,95 0,57 0,12 Rest
erhalten wurden, zeigen, daß man den Thermokoeffi-
1 dE
zienten der Elastizität C = -=■ · -7-=· (wobei E der
zienten der Elastizität C = -=■ · -7-=· (wobei E der
Elastizitätsmodul und T die Versuchstemperatur ist), der zwischen der Umgebungstemperatur und den
Temperaturen von 100 oder 150°C gemessen wird, durch geeignete Wahl der Anlaßtemperatur auf einen
sehr kleinen Wert herunterdrücken kann; bei den Versuchen betrug die Anlaßdauer jeweils 3 Stunden.
Zustand
0,2 0Ar Dehnungs grenze |
Temperaturkoeffiz« 1 £Ίοο — Ew |
;nten | der Elastizität 1 £150 — Έ20 |
kg/mm2 | E20 100° - 20° | E20 150° - 20° | |
200 | -212· 10-e/°C | -217 · 10-°/°C | |
155 | -.—172 | -255 | |
138 | -36 | -33 | |
125 | 0 | -44 | |
110 | -52 | -58 |
TH 815° C (20 Minuten) + Anlassen 3 Stunden
48O0C
TH 815° C (20 Minuten) + Anlässen 3 Stunden
570°C
TH 815° C (20 Minuten) + Anlassen 3 Stunden
600°C
TH 815° C (20 Minuten) + Anlassen 3 Stunden
6200C
TH 815°C (20 Minuten) + Anlassen 3 Stunden
650°C ;
Die wunschgemäße Einstellung des Temperaturkoeffizienten der Elastizität durch entsprechende Wahl
der Anlaßtemperatur bleibt auch dann möglich, wenn zwischen der Glühbehandlung bei 815° C und dem
Anlassen eine Kaltverformung durch Kaltwalzen oder Ziehen durchgeführt wird; dies zeigen die folgenden
Meßergebnisse, die an dem Material gleicher Zusammensetzung, aber mit einer solchen eingeschalteten Kaltverformung
durch Kaltwalzen durchgeführt wurden, bei dem eine relative Verringerung der Dicke um 84 °/o erzielt
d ' ''■" ■ "
" ί^^άφ^
Zustand
0,2%- Dehnungs- |
Temperaturkoeffizienten | • | der Elastizität |
:-grenze | "■1 ίΊοο1"—£jo | 1 -' Eat — -Ε» | |
kg/mm2 | E20 100° -20° | En 150°-20° | |
225 | -160 -IQtV0C | -234 · 10-«/° C | |
205 | .-.. ..:■.,■ -18 . | - --11 | |
190 ..'. | ·.-:--.;: -72 | . -43 | |
TH 815° C (20 Minuten) + Kaltverformung
: 84% + Anlassen 3 Stunden 5200C ...
IH 815°C (20 Minuten) + Kaltverformung
: 84% + Anlassen 3 Stunden 5200C ...
IH 815°C (20 Minuten) + Kaltverformung
84% + Anlassen 3 Stunden 5500C .·....
TH 815° C (20 Minuten) + Kaltverformung
TH 815° C (20 Minuten) + Kaltverformung
.84% + Anlassen. 3 Stunden 580° C :....
• Das Einschalten einer Kaltverformung zwischen die
Behandlung bei hoher Temperatur und das Anlassen bringt mehrere Vorteile mit sich:
Zunächst wird die Kurve, welche die Änderung des Temperaturkoeffizienten der Elastizität in Abhängigkeit
von der Anlaßtemperatur wiedergibt, durch die Kaltverformung in der Richtung auf niedrigere Anlaßtemperaturen
verschoben. Die Fig. 1 zeigt diese Kurve; auf der Abszisse sind die Temperaturen bei
dem über drei Stunden erstreckten Anlaßvorgang und in Richtung der Ordinate sind die gemessenen Temperatürkoeffizienten
C aufgetragen. Die mit voller Linie dargestellte Kurve entspricht einem Legierungsmaterial, das bei 815° C geglüht, abgekühlt und dann angelassen
wurde, während die gestrichelte Kurve sich auf das Legierungsmaterial bezieht, das zwischen dem
Glühen bei 8150C und dem Anlassen einer weitgehenden
Kaltverformung unterworfen war.
Die. Verschiebung der Kurve entsprechend der Fig,'! .macht es möglich, die Vorteile einer weitgehenden
Kaltverformung mit dem Vorteil einer noch recht erheblichen Härtung der Martensit-Phase. zu
kombinieren. Es sei insbesondere darauf hingewiesen, daß nach einer weitgehenden Kaltverformung und
einem folgenden .Anlassen bei 5500C der niedrige
Temperaturkoeffizient von —18 · 10-6/°C zwischen 20
und l00°C mit einer 0,2%-Drehgrenzevon205 kg/mm2 kornbiniert ist, also einem Dehngrenzenwert, der ganz
wesentlich höher liegt als diejenigen Werte, welche sich bei Austeniten mit struktureller Härtung erreichen
■lassen. ..'; -
- Ganz allgemein kann gesagt werden: Die thermische
Behandlung zur gewünschten Einstellung des Temperaturkoeffizienten der. Elastizität kann bei einer Legierung,
-die zunächst bei einer Temperatur oberhalb 750° C geglüht und abgekühlt wurde, in einem Anlassen
zwischen 500_und 670° C für die Dauer von 1 bis 10 Stunden
bestehen; wenn jedoch eine solche Legierung nach dem Glühen einer weitgehenden Kaltverformung ausgesetzt
wird, beispielsweise durch Walzen oder Ziehen mit einem.Verformungsfaktor bis zu 99,9%, kann die
Anlaßtemperatur bei dem höchsten Verformungsgrad bis auf 450° C herabgesetzt werden. Das Niveau des
Wertes der" Dehnungsgrenze ändert sich dabei in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur nach einem
bekannten Gesetz; d. h. eine Erhöhung der Anlaßtemperatur über 450 oder 48O0C setzt die Dehnungsgrenze herab. In allen Fällen jedoch bleibt der erreichte
Wejt der Dehnungsgrenze viel höher als derjenige, bis auf den sich diejenigen Legierungen mit kleinem Temperaturkoeffizienten
der Elastizität bringen lassen, die bisher verwendet worden sind.
Die Ausbildung eines stabilen Austenits während des Anlaßvorganges und die sich dadurch ergebenden
Änderungen der mechanischen Eigenschaften derLegie-
ao rung sind besonders interessant für die am weitesten verbreiteten Anwendungsweisen dieser Legierungen
zur Herstellung von Federn mit kleinem Temperaturkoeffizienten der Elastizität, hoher Elastizitätsgrenze
und hoher Dauerbruchfestigkeit, also Anwendungen, bei denen die Legierung bestimmten, durch die Fabrikation
gegebenen Bedingungen genügen müssen.
So muß beispielsweise bei der Herstellung von Spiralfedern für Uhren das »Fixieren« der Form der
Feder so vollkommen wie möglich sein.
Man bestimmt im Versuchslaboratorium den Kennwert
des »Fixierens« der Form in folgender Weise: Ein aus einem Blech entnommenes Federband wird aufgewickelt
und in einem Ring festgelegt, dessen innerer Durchmesser Φο ist; die Feder befindet sich dann unter
Spannung und wird in dem Ring dem Anlaßvorgang unterworfen. Nach Beendigung dieses Anlaßvorganges
behält die aus dem Ring herausgenommene Feder eine Kreisform bei, für die der Durchmesser Φ/ gemessen
wird. Der Formfixierungswert wird als Verhältnis der Durchmesser Φ/ zu Φο definiert. Ein vollkommenes
»Fixieren« würde einem Verhältniswert von 1 entsprechen; in der Praxis besteht bei den Fachleuten die
Ansicht, daß die erzielte Fixierung auf dem Gebiet der Herstellung von Spiralfedern für Uhren den Anforderungen
genügt, wenn der Verhältniswert nicht größer
als 1,03 ist. '
: Die Fig. 2 zeigt die Kurve der Änderung des
»Fixierungsverhältnisses« Φ/ zu Φο in Abhängigkeit
von der Temperatur beim Anlassen, das sich an eine Kaltverformung von 84% anschließt. Sie wurde für
ein Blech mit der Dicke von 0,10 mm erhalten, das vor dem Anlassen einer Kaltverformung um 84%
unterworfen war. Diese Kurve zeigt, daß der Wert des Fixierungsverhältnisses von 1,03 bei einer Anlaßtem-
peratur von 560 bis 5700C erreicht wird, d. h. einem
Anlaßtemperaturwert, der praktisch mit demjenigen Temperaturwert zusammenfällt, bei dem sich ein sehr
kleiner Temperaturkoeffizient der Elastizität bei dieser Legierung einstellt (vgl. F i g. 1, die gestrichelte Kurve);
Mehrere Versuche, die an Bewegungsantrieben von Uhren durchgeführt wurden, welche mit Spiralfedern
für 1,32 CGS-Einheiten versehen waren, haben ergeben, daß der Temperaturkoeffizient zwischen 4 und 360C
zu einer Gangänderung von —3,45 Sekunden je 0C und Tag führte. Gewisse weitere übliche Messungen,
;die an diesen Federn durchgeführt wurden, bestätigten, daß die erfindungsgemäße Lösung für die Praxis
sehr "interessant ist. So ist der »Sekundenfehler« nur
7 8
sehr klein und der Gangunterschied, der sich ergibt, und 7000C sein kann, das über eine Zeit zwischen 1
: wenn man das Uhrwerk aus einer flach liegenden Lage und 5 Stunden ausgedehnt wird. Diese Anlaßbehand-
; in eine senkrechte oder aufgehängte Lage bringt, d. h. lung wirkt sich gleichzeitig in der Erzielung eines
ein Versuch, der die Abhängigkeit der Ausrichtung der kleinen Temperaturkoeffizienten der Elastizität aus,
Uhr auf ihren Gang zeigen soll, ist nur —1,75 Sekunden 5 der durch den während der Dauer des Haltens der
j je 0C und Tag. ..:. V Anlaßtemperatur zwischen 600 und 7000C gebildeten
Schließlich ist es bei der Herstellung von Spiralfedern Austenit bedingt ist. Die 0,2°/0-Dehnungsgrenze liegt
j aus weitgehend kaltverformtem Metall nach dem erfin- dann für ein vorher weitgehend kaltverformtes dünnes
j dungsgemäßen Verfahren von Vorteil, daß man in dem Blech mit einer Dicke von 0,10 mm in der Größenabschließenden Herstellungsschritt !verhältnismäßig 10 Ordnung von 80 bis 90 kg/mm2. " : :.;■
niedrige Temperaturen anwenden und so die Gefahr Es wurde bei den Versuchen jedoch noch weiterhin j eines »Klebens« der Spiralfederwindungen aneinander festgestellt, daß eine zweite Anlaßbehandlung, die bei j ausschließen kann, eine Gefahr, die bei gewissen erheblich niedrigerer Temperatur, nämlich zwischen austenitischen Legierungen auftritt, bei denen hohe 400 und 6000C, durchgeführt wird, eine wesentliche Anlaßtemperaturen angewendet werden müssen, die 15 Härtung in Martensit-Phase mit sich bringen kann, beispielsweise oberhalb 670 bis 700° C liegen. dank der härtend wirkenden Elemente, von denen ein .-Bei gewissen elastischen oder federnden Werk- Anteil währendder ersten Wärmebehandlung in Lösung j stücken ist es unbedingt notwendig, daß die zur Her- gebracht und in Lösung gehalten wurde, und daß diese stellung verwendete Legierung die durchzuführenden Härtung ohne Anwendung besonders hoher Abkühl-Drück-, Zieh- und Biegebeanspruchungen aushält, die 20 geschwindigkeiten eintritt. So hat beispielsweise nach j bei der Formgebung auftreten. Wenn die Drück- oder einem weiteren Anlassen von 3 Stunden bei 480° C, das L^ Ziehverformung mäßig ist, wie dies für gewisse »Form- auf ein erstes Anlassen von 3 Stunden bei 670° C folgte, [Ί federn« zutrifft, kann das kaltverformte und dadurch die 0,2°/0-Dehngrenze einen Wert von 190kg/mm2 gehärtete Metall für eine derartige Formgebung geeig- erreicht. Dieses zweite Anlassen beeinflußt nicht den net sein. Im allgemeinen jedoch — und insbesondere 25 Wert des Temperaturkoeffizienten der Elastizität, der bei der Herstellung von Druckmeßkapseln — muß lediglich von der während des ersten Anlassens gebildie plastische Verformung des Metalls, das im Zustand deten Menge an stabilem Austenit abhängt,
eines dünnen Bleches vorliegt, relativ groß sein. Im Aus den oben geschilderten Versuchsergebnissen Laboratoriumsversuch wird vorzugsweise zur Beur- und Folgerungen ergibt sich, daß ein Verfahren zur teilung der Verformbarkeit des Materials durch 30 Herstellung elastischer oder federnden Werkstücke, Drücken oder Tiefziehen der Erichsen-Versuch durch- insbesondere geformter Federn oder Druckmeßkapseln geführt, der darin besteht, daß man ein dünnes Blech, mit kleinem Temperaturkoeffizienten der Elastizität, welches von zylindrischen Spannbacken mit einem entweder einen einzigen Anlaßvorgang umfassen kann, Innendurchmesser von 27 mm festgehalten wird, der bei Temperaturen zwischen 450 und 670° C nach mittels einer in das Blech hineingedrückten Kugel mit 35 einem vorangegangenen Glühvorgang oder einer KaIteinem Durchmesser von 20 mm verformt und die verformung durchgeführt wird, wenn die zur Form-Eindrücktiefe der Kugel vor dem Bruch oder Ein- gebung der Werkstücke notwendige plastische Verreißen des Prüfstückes mißt. So ist beispielsweise bei formung gering ist, oder einen zweifachen Anlaßvoreinem dünnen Blech mit 0,10 mm Dicke ein Reißen gang, wenn die plastische Verformung groß sein muß, bei einer normalen Verformung nicht zu befürchten, 40 wobei im zweiten Falle der erste Anlaßvorgang wenn die Eindrücktiefe, die bei dem Erichsen-Versuch zwischen 600 und 7000C durchgeführt wird, die angemessen wird, größer oder gleich 6 mm ist. Bei einem schließende Formgebung erleichtert und gleichzeitig kaltverformten dünnen Blech von 0,10 mm Dicke, bei einen kleinen Temperaturkoeffizienten der Elastizität dem die Metallzusammensetzung der erfindungsge- ergibt, während man durch den zweiten Anlaßvorgang mäßen Zusammensetzung entsprach, wurde eine 45 eine Härtung oder Vergütung erhält,
größte Eindrück- bzw. Ziehtiefe von 2,8 bis 2,9 mm Bei den durchgeführten Versuchen konnte schließlich gemessen. Wenn man — ohne Anwendung einer festgestellt werden, daß man die mit der Bildung von Zwischen-Kaltverformung — das Metall bei 810 bis stabilem Austenit verbundenen Vorgänge ausnutzen 83O°C glüht, um einen möglichst weitgehenden »wei- kann, um Antriebsfedern für Uhren oder Meßgeräte Chen« Zustand zu erhalten, der sich im Zugversuch 50 herzustellen, bei denen es vorteilhaft ist, wenn ein durch erheblich höhere Bruchdehnungs- und Ein- Temperaturkoeffizient der Elastizität erzielt wird, schnürungswerte kennzeichnet, so erreicht man eine welcher — ohne den Wert Null zu erreichen — relativ größte Eindrück- bzw. Ziehtiefe von 3,9 mm. Die klein bleibt. Zu diesem Zweck stellt man zunächst Zieh-Verformbarkeit ist also nur in einem relativ durch Kaltwalzen einer starken Verformung bzw. geringen Maße gewachsen ,und die Gefahr des Reißens 55 Reckung unterworfene dünne Bleche her.
beim endgültigen Verformungsvorgang ist nicht be- Es hat sich bestätigt, daß dieses kaltverformte Feinseitigt. · "" "■ blechmaterial für die Bearbeitungs- und Formungs-Demgegenüber wurde festgestellt, daß es möglich ist, vorgänge bei der Herstellung von federnden Bauteilen die Bildung von stabilem Austenit beim Anlaßvorgang durchaus geeignet ist.
niedrige Temperaturen anwenden und so die Gefahr Es wurde bei den Versuchen jedoch noch weiterhin j eines »Klebens« der Spiralfederwindungen aneinander festgestellt, daß eine zweite Anlaßbehandlung, die bei j ausschließen kann, eine Gefahr, die bei gewissen erheblich niedrigerer Temperatur, nämlich zwischen austenitischen Legierungen auftritt, bei denen hohe 400 und 6000C, durchgeführt wird, eine wesentliche Anlaßtemperaturen angewendet werden müssen, die 15 Härtung in Martensit-Phase mit sich bringen kann, beispielsweise oberhalb 670 bis 700° C liegen. dank der härtend wirkenden Elemente, von denen ein .-Bei gewissen elastischen oder federnden Werk- Anteil währendder ersten Wärmebehandlung in Lösung j stücken ist es unbedingt notwendig, daß die zur Her- gebracht und in Lösung gehalten wurde, und daß diese stellung verwendete Legierung die durchzuführenden Härtung ohne Anwendung besonders hoher Abkühl-Drück-, Zieh- und Biegebeanspruchungen aushält, die 20 geschwindigkeiten eintritt. So hat beispielsweise nach j bei der Formgebung auftreten. Wenn die Drück- oder einem weiteren Anlassen von 3 Stunden bei 480° C, das L^ Ziehverformung mäßig ist, wie dies für gewisse »Form- auf ein erstes Anlassen von 3 Stunden bei 670° C folgte, [Ί federn« zutrifft, kann das kaltverformte und dadurch die 0,2°/0-Dehngrenze einen Wert von 190kg/mm2 gehärtete Metall für eine derartige Formgebung geeig- erreicht. Dieses zweite Anlassen beeinflußt nicht den net sein. Im allgemeinen jedoch — und insbesondere 25 Wert des Temperaturkoeffizienten der Elastizität, der bei der Herstellung von Druckmeßkapseln — muß lediglich von der während des ersten Anlassens gebildie plastische Verformung des Metalls, das im Zustand deten Menge an stabilem Austenit abhängt,
eines dünnen Bleches vorliegt, relativ groß sein. Im Aus den oben geschilderten Versuchsergebnissen Laboratoriumsversuch wird vorzugsweise zur Beur- und Folgerungen ergibt sich, daß ein Verfahren zur teilung der Verformbarkeit des Materials durch 30 Herstellung elastischer oder federnden Werkstücke, Drücken oder Tiefziehen der Erichsen-Versuch durch- insbesondere geformter Federn oder Druckmeßkapseln geführt, der darin besteht, daß man ein dünnes Blech, mit kleinem Temperaturkoeffizienten der Elastizität, welches von zylindrischen Spannbacken mit einem entweder einen einzigen Anlaßvorgang umfassen kann, Innendurchmesser von 27 mm festgehalten wird, der bei Temperaturen zwischen 450 und 670° C nach mittels einer in das Blech hineingedrückten Kugel mit 35 einem vorangegangenen Glühvorgang oder einer KaIteinem Durchmesser von 20 mm verformt und die verformung durchgeführt wird, wenn die zur Form-Eindrücktiefe der Kugel vor dem Bruch oder Ein- gebung der Werkstücke notwendige plastische Verreißen des Prüfstückes mißt. So ist beispielsweise bei formung gering ist, oder einen zweifachen Anlaßvoreinem dünnen Blech mit 0,10 mm Dicke ein Reißen gang, wenn die plastische Verformung groß sein muß, bei einer normalen Verformung nicht zu befürchten, 40 wobei im zweiten Falle der erste Anlaßvorgang wenn die Eindrücktiefe, die bei dem Erichsen-Versuch zwischen 600 und 7000C durchgeführt wird, die angemessen wird, größer oder gleich 6 mm ist. Bei einem schließende Formgebung erleichtert und gleichzeitig kaltverformten dünnen Blech von 0,10 mm Dicke, bei einen kleinen Temperaturkoeffizienten der Elastizität dem die Metallzusammensetzung der erfindungsge- ergibt, während man durch den zweiten Anlaßvorgang mäßen Zusammensetzung entsprach, wurde eine 45 eine Härtung oder Vergütung erhält,
größte Eindrück- bzw. Ziehtiefe von 2,8 bis 2,9 mm Bei den durchgeführten Versuchen konnte schließlich gemessen. Wenn man — ohne Anwendung einer festgestellt werden, daß man die mit der Bildung von Zwischen-Kaltverformung — das Metall bei 810 bis stabilem Austenit verbundenen Vorgänge ausnutzen 83O°C glüht, um einen möglichst weitgehenden »wei- kann, um Antriebsfedern für Uhren oder Meßgeräte Chen« Zustand zu erhalten, der sich im Zugversuch 50 herzustellen, bei denen es vorteilhaft ist, wenn ein durch erheblich höhere Bruchdehnungs- und Ein- Temperaturkoeffizient der Elastizität erzielt wird, schnürungswerte kennzeichnet, so erreicht man eine welcher — ohne den Wert Null zu erreichen — relativ größte Eindrück- bzw. Ziehtiefe von 3,9 mm. Die klein bleibt. Zu diesem Zweck stellt man zunächst Zieh-Verformbarkeit ist also nur in einem relativ durch Kaltwalzen einer starken Verformung bzw. geringen Maße gewachsen ,und die Gefahr des Reißens 55 Reckung unterworfene dünne Bleche her.
beim endgültigen Verformungsvorgang ist nicht be- Es hat sich bestätigt, daß dieses kaltverformte Feinseitigt. · "" "■ blechmaterial für die Bearbeitungs- und Formungs-Demgegenüber wurde festgestellt, daß es möglich ist, vorgänge bei der Herstellung von federnden Bauteilen die Bildung von stabilem Austenit beim Anlaßvorgang durchaus geeignet ist.
auszunutzen, um die Tiefziehfestigkeit des Materials 60 Bei Federn mit einer Länge von 290 mm, einer Breite
zu verbessern. So führt ein dreistündiges Anlassen des von 1,6 mm und einer Banddicke von 0,100 bis
oben bereits erwähnten dünnen Bleches bei 6700C, bei 0,105 mm liegt der Temperaturkoeffizient der Elasti-
dem sich ein erheblicher Anteil an Austenit bildet, zu zität nach einem dreistündigen Anlassen bei 500° C
einer im Erichsen-Verfahren erzielbaren Zieh- oder im Bereich der Umgebungstemperatur zwischen —120
Eindrücktiefe von 6,5 mm. 65 und —140 · 10-e/°C Ein derartiger Koeffizient stellt
Ganz allgemein läßt sich sagen, daß entsprechend einen wesentlich kleineren Absolutwert dar als diejeni-
der jeweils gewünschten Tiefzieh-Verformbarkeit die gen Werte, die man mit den normalerweise verwendeten
thermische Behandlung ein Anlassen zwischen 600 Stählen oder Legierungen erreichen kann.
Die von den Federn abgegebenen Drehmomente wurden für zwei unterschiedliche Prozentzahlen der
zunächst durchgeführten Kaltverformung ermittelt und
mit entsprechenden Werten von »unzerbrechlichen« Federn verglichen, die aus austenitischen Legierungen
bester Qualität hergestellt waren.
Die Ergebnisse sind in der folgenden Zusammenstellung zusammengefaßt, in der Lr die bekannte
Legierung höchster Qualität, Lao die erfindungsgemäße
Legierung nach 90 % Kaltverformung und L9S die erfindungsgemäße
Legierung nach 98% Kaltverformung bedeuten und in der ferner mit Mda das Anfangsdrehmoment
der vollkommen aufgezogenen Feder, Md3^
das Drehmoment nach einem Ablauf der Feder um 3,5 Umdrehungen und schließlich Md4, das Drehmoment
der Feder nach vier vollständigen Umdrehungen bezeichnen.
20
Federmaterial | Drehmomente | 88 g · cm 68 g · cm 62 g · cm |
Lr |
Mda
Md315 Mdt |
68 g · cm 52 g · cm 46 g · cm |
•^90 |
Mda
Md3t5 Mdt |
89 g · cm 69 g · cm 62 g · cm |
-£■98 | Mda . Md3t5 Md1 |
|
Aus diesen Versuchen läßt sich entnehmen, daß die erfindungsgemäße Verwendung einer um 98°/0
kaltverformten Legierung für die Herstellung von Antriebsfedern für Uhren oder Meßgeräte es möglich
macht, auch in bezug auf die der von den Federn abgegebenen Drehmomente Gesamtergebnisse zu erzielen,
die denjenigen Ergebnissen zumindest gleichwertig sind, die man mit einer bekannten austenitischen
Legierung bester Qualität erzielen kann.
Das gleichzeitige Erzielen eines relativ kleinen Temperaturkoeffizienten
der Elastizität einerseits und hoher Drehmomente der Federn andererseits setzt voraus,
daß die Legierung eine sehr starke Kaltverformung, stets oberhalb 95 °/o und gegebenenfalls bis zu 99°/0,
durchgemacht hat, und die Anlaß-Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 450 und 600° C während
einer Einwirkungsdauer zwischen 1 und 10 Stunden durchgeführt wird. . .
In allen diesen Fällen halten die Federn mehr als 3000 Aufzüge und Abläufe ohne Bruch oder Änderung
der anfänglich vorhandenen Drehmomente aus.
Claims (7)
1. Verwendung einer Eisenlegierung, bestehend
aus ■ :
C .. ^ 0,03 Mo 4,5/5,5
Ni.. 17/19 Ti 0,2/0,7
Co 6,5/9,5. Fe.. Rest
und gegebenenfalls mit einem Gehalt von 0 bis 0,15 Gewichtsprozent Aluminium, 0 bis 0,10 Gewichtsprozent
Bor, 0 bis 0,25 Gewichtsprozent Zirkonium und Desoxydantien, wie 0 bis 0,20 Gewichtsprozent
Mangan, 0 bis 0,20 Gewichtsprozent Silizium und 0 bis 0,20 Gewichtsprozent Kalzium,
in einer maximalen Gesamtmenge von 0,30 Gewichtsprozent, zur Herstellung von Werkstücken,
wie Federn und Druckmeßkapseln, deren thermoelastischer Koeffizient annähernd gleich Null ist.
2. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung, bestehend aus 0,005% Kohlenstoff,
0,09% Silizium, 0,016% Schwefel, 0,015% Phosphor, 0,09 % Mangan, 18,55% Nickel, 9,05%
Kobalt, 4,95% Molybdän, 0,57% Titan, 0,12% Aluminium und Rest Eisen für die Verwendung
nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer Temperatur oberhalb 75O0C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 670° C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen Koeffizienten der Martensit-Phase .durch den
positiven thermoelastischen Koeffizienten des Auster
nitanteils nach 20minutigem Glühen bei 815° C um 84 % kaltverformt und 3 Stunden bei 520 bis 580° C
anläßt.
3. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung,
bestehend aus 0,005% Kohlenstoff, 0,09% Silizium, 0,016% Schwefel, 0,015% Phosphor,
0,09% Mangan, 18,55% Nickel, 9,05% Kobalt, 4,95% Molybdän, 0,57% Titan, 0,12% Aluminium und Rest Eisen, für die Verwendung
nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer Temperatur oberhalb 750° C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 670° C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen Koeffizienten der Martensit-Phase durch den positiven
thermoelastischen Koeffizienten des Austenitanteils nach 20minutigem Glühen bei 815° C um
90% kaltverformt und 3 Stunden bei 500° C anläßt.
4. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung,
bestehend aus 0,005 % Kohlenstoff, 0,09% Silizium, 0,016% Schwefel, 0,015% Phosphor,
0,09% Mangan, 18,55% Nickel, 9,05% Kobalt, 4,95% Molybdän, 0,57% Titan, 0,12% Aluminium und Rest Eisen, für die Verwendung
nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer Temperatur oberhalb 750° C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 670° C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen Koeffizienten der Martensit-Phase durch den positiven
thermoelastischen Koeffizienten des Austenitanteils nach 20minutigem Glühen bei 815°C um
98 % kaltverformt und 3 Stunden bei 500° C anläßt.
5. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung, bestehend aus 0,005% Kohlenstoff,
0,09% Silizium, 0,016% Schwefel, 0,015% Phosphor, 0,09% Mangan, 18,55% Nickel, 9,05%
Kobalt, 4,95% Molybdän, 0,57% Titan, 0,12% Aluminium und Rest Eisen, für die Verwendung
nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer Temperatur oberhalb 750° C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 6700C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen
Koeffizienten der Martensit-Phase durch den positiven
thermoelastischen Koeffizienten des Austenitanteils nach 20minutigem Glühen bei 815° C 3 Stunden
bei 670° C anläßt, in einem zur Herstellung von Druckmeßkapseln üblichen weitgehenden Maß
kaltverformt und 3 Stunden bei 480° C anläßt.
6. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung, bestehend aus 0,005 °/0 Kohlenstoff,
0,09 % Silizium, 0,016 °/0 Schwefel, 0,015 % Phosphor,
0,09 % Mangan, 18,55% Nickel, 9,05% Kobalt, 4,95 % Molybdän, 0,57% Titan, 0,12 %
Aluminium und Rest Eisen, für die Verwendung nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer
Temperatur oberhalb 75O0C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 67O0C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen Koeffizienten der Martensit-Phase durch den posi-
tiven thennoelastischen Koeffizienten des Austenitanteils
nach 20minutigem Glühen bei 815°C ohne Kaltverformung 3 Stundenbei 480 bis 650° C anläßt.
7. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisenlegierung, bestehend aus 0,005 % Kohlenstoff,
0,09% Silizium, 0,016% Schwefel, 0,015% Phosphor, 0,09% Mangan, 18,55% Nickel, 9,05 %
Kobalt, 4,95% Molybdän, 0,57% Titan, 0,12 % Aluminium und Rest Eisen, für die Verwendung
nach Anspruch 1, bei dem die Legierung bei einer Temperatur oberhalb 7500C geglüht und darauffolgend
bei einer Temperatur zwischen 450 und 6700C angelassen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung zur Einstellung des Austenitanteils im Gefüge zwecks teilweiser oder ganzer
Kompensation des negativen thermoelastischen Koeffizienten der Martensit-Phase durch den positiven
thermoelastischen Koeffizienten des Austenitanteils nach 20minutigem Glühen bei 815° C 3 Stunden
bei 6700C anläßt.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR918640A FR1350148A (fr) | 1962-12-14 | 1962-12-14 | Pièces élastiques en alliage fer-nickel-cobalt |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE1433777B2 true DE1433777B2 (de) | 1971-01-28 |
DE1433777A1 DE1433777A1 (de) | 1971-01-28 |
Family
ID=8792872
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19631433777 Pending DE1433777B2 (de) | 1962-12-14 | 1963-11-20 | Verwendung und Verfahren zur Warmebe handlung einer Eisenlegierung |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
CH (1) | CH430226A (de) |
DE (1) | DE1433777B2 (de) |
FR (1) | FR1350148A (de) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE102013006214A1 (de) * | 2013-04-11 | 2014-10-30 | Wika Alexander Wiegand Se & Co. Kg | Druckmessgerät mit erhöhter Dauerfestigkeit |
-
1962
- 1962-12-14 FR FR918640A patent/FR1350148A/fr not_active Expired
-
1963
- 1963-11-20 DE DE19631433777 patent/DE1433777B2/de active Pending
- 1963-12-02 CH CH1471163A patent/CH430226A/fr unknown
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE102013006214A1 (de) * | 2013-04-11 | 2014-10-30 | Wika Alexander Wiegand Se & Co. Kg | Druckmessgerät mit erhöhter Dauerfestigkeit |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR1350148A (fr) | 1964-01-24 |
CH430226A (fr) | 1967-02-15 |
DE1433777A1 (de) | 1971-01-28 |
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