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Rostfreier Stahl hoher Festigkeit und Dehnung und Verfahren zu seiner
Herstellung Die Erfindung bezieht sich auf einen rostfreien Stahl hoher Festigkeit
und Dehnung sowie Verfahren zu seiner Herstellung. Rostfreie Stähle werden wegen
ihrer hohen mechanischen Festigkeit, großen Härte oder ausgezeichneten Korrosionsbeständigkeit
in weitem Unfang als 3aumaterial für verschiedene Gegenstände, mechanische Teile,
Federmaterial und korrosionsbeständiges Material verwendet. Gegenwärtig werden einer
noch Anstrengungen unternommen, um diesen rostfreien Stählen noch ausgezeichnetere
Eigenschaften zu verleihen. Als Ergebnis liegen äußerst zahlreiche verschiedene
Typen von rostfreien Stählen in den jüngsten Jahren vor.
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Rostfreier Stahl besteht allgemein aus etwa 13 %
oder
mehr Cr, 4 % oder mehr Ni, geringen Mengen Si und Mn, einer geringen Menge C und
Rest Fe. In einzelnen Fällen werden dem rostfreien Stahl geringe Mengen von Nb,
Al, Ti usw. zugesetzt, oder ein Teil des Cr wird durch Mo ersetzt, oder in einigen
Sonderfällen wird ein größerer Teil des Ni durch Mn ersetzt.
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Unter den in neuerer Zeit entwickelten rostfreien Stählen ist der
sogenannte ausscheidungshärtende rostfreie Stahl dafür bekannt, daß er besonders
ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist. Der ausscheidungshärtende rostfreie
Stahl umfaßt mehrere Typen, worunter der Martensit-ausscheidungshärtende rostfreie
Stahl besonders ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist.
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Der Martensit-ausscheidungshärtende rostfreie Stahl ist ein Typ des
rostfreien Stahls, den man erhält, indem man einem Stahl einer Zusai-ensetzung,
die zur Umwandlung vom Austenitgefüge in Martensitgefüge neigt und bei der die Mengen
von Chrom und Nickel ausgeglichen sind, einige Elemente zusetzt, die sich zur Bildung
von im Austenitgefüge löslichen, Jedoch im Martensitgefüge nicht löslihohen Verbindungen
eignen, und den Stahl vom Austenit- in das Martensitgefüge umwandelt, wodurch sich
die nicht löslichen Verbindungen dieser Zusatzelemente im Martensitbereich ausscheiden
und damit ein Ausscheidungshärtungseffekt auftritt.
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Man unterscheidet bei diesem Typ des rostfreien Stahls solche, die
den sogenannten 17-4PH-Stahl darstellen (dessen Standardzusammensetzung nicht mehr
als 0,04 % C, nicht mehr als 1 % Si, nicht mehr als 1 % Mn, 17 % Cr,
4
% Ni, 4 % Cu und Rest Eisen enthält) und sich beim Abkühlungsverfahren im Anschluß
an die Lösungsglühbehandlung ohne weiteres vom Austenit- in das Nartensitgefüge
umwandeln lassen sowie eine Ausscheidungshärtung nach nur einer einmaligen damit
durchgeführten Wärmebehandlung erfahren, und solche, die den sogenannten 17-7PR-Stahl
darstellen (dessen Standardzusammensetzung nicht mehr als 0,09 % C, nicht mehr als
1 % Si, nicht mehr als 1 % Mn, nicht mehr als 0,04 % P, nicht mehr als 0,03 % S,
6,5 bis 7,75 % Ni, 16 - 18 % Cr, 0,75 - 1,5 % Al und Rest Fe enthält) und ein derartiges
Verhalten zeigen, daß sie völlig oder überwiegend Austenitgefüge aufweisen, wenn
sie nur der Lösungsglühbehandlung unterworfen sind, erst in Martensitgefüge umgewandelt
werden, nachdem man sie einer Zwischenwärmebehandlung oder einer Kaltverformung
unterworfen hat, und schließlich durch eine Wärmebehandlung ausscheidungsgehärtet
werden.
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Wie schon erwähnt wurde, bestanden die herkömmlichen Versuche zur
Erzeugung von rostfreien Stählen mit für verschiedene Zwecke wünschenswerten Eigenschaften
hauptsächlich im Ändern der Mischungsverhältnisse der Zusätze dieser Stähle, wie
=. B. Cr, Ni, Mn, Si, No, C usw., und im Zusetzen von Nb, A1, Ti, U oder anderen
Elementen allein oder in Kombination.
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Indessen hat eine Anzahl von in der vorstehend beschriebenen Weise
entwickelten rostfreien Stählen das gemeinsam Merkmal, daß ihre mechanische Festigkeit,
wenn die Stähle einem hohen Grad von Kaltverformung unterworfen werden, einerseits
erheblich gesteigert wird, daß jedoch andererseits die Stähle eine erheblich geringere
Dehnung
aufweisen und ihre Verformbarkeit dadurch stark verringert ist.
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Als typisches Beispiel hierfür soll ein rostfreier Stahl erwähnt
werden (dessen Standardzusammensetzung nicht mehr als 0,08 % C, nicht mehr als 2
% Mn, nicht mehr als 1 % Si, 16 - 18 % Cr, 10 - 14 % Ni, 2 - 3 % Mo und Rest Fe
enthält), der als AISI-Typ 316 bekannt ist.
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Bei diesem rostfreien Stahl liegen eine Zugfestigkeit von etwa 60
kg/mm² und eine Dehnung von etwa 70 % nach der Lösungsglühbehandlung vor, jedoch
ergeben sich bei einem gewalzten Stahl dieses Typs nach etwa 80 % Kaltverformung
eine Zugfestigkeit von etwa 120 kg/mm² und eine Dehnung von nur etwa 3 %.
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Ein solches Verhalten ist mehr oder weniger allen rostfreien Fe-Cr-Ni-Stählen
gemeinsam, und es ist ziemlich unvorteilhaft insbesondere dann, wenn ein kleiner
oder kompliziert geformter Gegenstand oder ein geformter Gegenstand präziser Abmessungen
aus dem rostfreien Stahl erhalten werden soll.
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Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, einen rostfreien
Stahl zu entwickeln, der gleichzeitig eine verhältnismäßig hohe mechanische Festigkeit
und eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweist. Insbesondere soll durch die Erfindung
ein rostfreier Stahl entwickelt werden, der eine verhältnismäßig hohe Zugfestigkeit,
eine ausgezeichnete Federeigenschaft, eine Dehnung von etwa 10 % oder mehr und eine
ausgezeichnete Verformbarkeit aufweist0
Gegenstand der Erfindung,
mit der diese Aufgabe gelöst wird, ist ein rostfreier Stahl hoher Dehnung, der durch
bis zu 0,15 % C, mindestens 13 % Cr, mindestens 4 % Ni und Rest Eisen als wesentliche
Bestandteile bei einem Nickeläquivalent (= Ni + 0,63 Cr + 0,98 Mo + 1,03 Mn + 0,35
Si + 12,6 C) im Bereich von 18,5 bis 22 und ein nach spanloser Verformung im Temperaturbereich
von 100 - 500 °C instabiles Austenitgefüge gekennzeichnet ist.
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Gegenstand der Erfindung ist außerdem ein Verfahren zur Behandlung
eines solchen rostfreien Stahls zwecks Erzielung hoher Festigkeit und Dehnung mit
dem Kennzeichen, daß man inen Stahl, dessen wesentliche Bestandteile bis zu 0,15
% C, bis zu 3 % Si, bis zu 2 % Mn, bis zu 4 % Mo, mindestens 13 % Cr, mindestens
4 * Ni und Rest Eisen bei einem Nickeläquivalent im Bereich von 18,3 - 22 sind,
einer Lösungsglühung unterwirft und im Temperaturbereich von 100 ~ 500 °C mehr als
30 % spanlos verformt.
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Zweckmäßig wird der frostfreie Stahl nach der span losen Verformung
im Temperaturbereich von 300 - 300 OC angelassen.
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Zum Erreichen der vorteilhaftesten Eigenschaften wird der rostfreie
Stahl vorzugsweise so ausgewählt, daß das Nickeläquivalent 19,3 bis 21 beträgt,
und man verformt den Stahl im instabilen Austenitgefügezustand zwischen 125 und
500 °C mindestens 75 % spanlos.
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Die Erfindung wird ia folgenden anhand der in der Zeichnung veranschaulichten
Einzelheiten näher erläutert darin zeigen:
Fig 1 ein Diagramm zur
Erläuterung der Abhängigkeit zwischen dem Nickeläquivalent, das die chemisuche Zusammensetzung
eines rostfreien Stahls darstellt, und der Sättigungsflußdichte des rostfreien Stahls
nach der Lösungsglühbehandlung und einer 75prozentigen Verformung; Fig. 2 ein Diagramm
zur Erläuterung der Abhängigkeit zwischen der Verformungstemperatur und der Sättigungsflußdichte
verschiedener rostfreier Stähle nach 75prozentiger Verformung; Fig. 3 ein Diagramm
zur Erläuterung der Abhängigkeiten zwischen der Verformungstemperatur und der Dehnung
und der Verformungstemperatur und der Zugfestigkeit zweier rostfreier Stähle mit
verschiedenen Nickeläquivalenten; und Fig. 4 und 5 Diagramme zur Erläuterung der
Abhängigkeit zwischen der Verformungstemperatur und der Dehnung verschiedener rostfreier
Stähle mit verschiedenen Nickeläquivalenten nach 75-prozentiger Verformung.
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Ein rostfreier Fe-Cr-Ni-Stahl hat nach einer Kaltverformung gewöhnlich
nur eine geringe Dehnung und ist hinsichtlich seiner Formbarkeit unbefriedigend,
obwohl seine Festigkeit ausgezeichnet ist, wie bereits erwähnt wurde.
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Als Verfahren zum Erhalten eines rostfreien Stahls mit ausreichend
hoher Festigkeit unter Vermeidung einer Verschlechterung der Dehnung in gewisses
Ausmaß kann man
erwägen, einen verhältnismäßig niedrigen Grad von
Kaltverformung bei einem Stahl mit einem instabilen Austenitgefüge durchzuführen,
der nach der Lösungsglühbehandlung oder nach dem Anlassen im wesentlichen Austenitgefüge
aufweist, jedoch im wesentlichen in Nartensitgefüge umgewandelt wird, wenn er einem
hohen Grad von Kaltverformung unterworfen wird. Nach diesem Verfahren läßt sich
nämlich eine Verschlechterung der Dehnung des rostfreien Stahls klein halten, da
der Verformungsgrad verhältnismäßig niedrig ist, und eine Verbesserung der mechanischen
Festigkeit kann in gewissem Umfang erwartet werden, wenn durch die Verformung eine
gewisse Menge von Martensitgefüge gebildet wird.
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Andererseits läßt sich jedoch eine große Verbesserung der mechanischen
Eigenschaften aufgrund des niedrigen Grades der Verformung nicht erwarten.
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Im Zuge der Erfindung wurde festgestellt, daß, wenn mit einem rostfreien
Stahl, der ein instabiles Austenitgefüge entsprechend vorstehender Beschreibung
hat, eine Warmverformung vorgenommen wird, die Bildung von Martensit auf einen relativ
niedrigen Anteil beschränkt werden kann, auch wenn der Grad der Warmverformung verhältnismäßig
hoch liegt. Aufgrund dieser Erkenntnis wird also erfindungsgemäß ein rostfreier
Stahl mit instabilem Austenitgefüge einer starken Verformung mit einem Verformungsgrad
über 50 % bei erhöhter Temperatur unterworfen, wodurch die mechanische Festigkeit
des rostfreien Stahls verbessert wird und gleichzeitig ein großer Anteil des Austenitgefüges
im rostfreien Stahl zurückbleibt, so daß das Restaustenitgefüge durch die endgültige
Formgebung in das Martensitgefüge umgewandelt werden kann, und der Gewinn an
Dehnung,
der sich aus der Umwandlungsverformung ergibt, kann zur Eigendehnung des ursprünglichen
rostfreien Stahls addiert werden.
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Fig. 1 ist ein Diagramm zur Erläuterung der Beziehung zwischen dem
Nickeläquivalentwert eines rostfreien Fe-Cr-Ni-Stahls, welcher Wert die chemische
Zusammensetzung des Stahls repräsentiert, und der Sättigungsflüßdichte des Stahls,
und darin stellt die Kurve A die Sättigungsflußdichte eines Stahls dar, der eine
Stunde bei 1000 °C behandelt wurde, während die Kurve B die Sättigungsflußdichte
des bereits erwähnten Stahls darstellt, der nach dem Glühen einer 75prozentigen
Kaltwalzung unterworfen wurde.
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In dem Diagramm ist der Wert der Sättigungsflußdichte, die auf der
Ordinatenachse aufgetragen ist, proportional zur Menge des Martensits im Stahl,
und die Sättigungsflußdichte des Stahls, der 100prozentig in Martensit umgewandelt
ist, beträgt 16000 Gauß. Da Nickeläquivalent, das auf der Abszissenachse aufgetragen
ist, zeigt die Stärke des Chroms, Nickels oder anderen Zusatzelements in einem rostfreien
Fe-Cr-Ni-Stahl bezüglich seiner Eigenschaft, die Umwandlung des Stahls in Martensit
zu unterdrücken und den Austenit zu stabilisieren, im Maße der Stärke des Nickels
bezüglich dessen Eigenschaft, Austenit zu stabilisiegen. Dieser Wert ergibt sich
aus folgender Formel: Nickeläquivalont = Ni + 0,65 Cr + 0,98 Mo + 1,05 Mn + 0,35
Si + 12,6 C.
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In der Formel bedeutet die bei jedem Elementsymbol stehende Zahl
den Gewichtsprozentfaktor des im Stahl vorhandenen Elements. Bei einem Mo-Gehalt
von 2 % würde der
dritte Summand also z. B. 1,96 sein. Zusätzlich
zu den in der vorstehenden Formel angegebenen Elementen können gelegentlich auch
Al, Nb, Ti und andere Elemente einem rostfreien Stahl Je nach seinem Zweck - wie
schon erwähnt -zuge setzt werden. Indessen sind die Mengen dieser Elemente gewöhnlich
so gering, daß sie den Nickeläquivalentwert nicht beeinflussen. Daher werden die
Nickeläquivalentwerte bezüglich dieser Elemente hier ausgelassen, und nur solche
Elemente, die den hauptsächlichen rostfreien Stahl len gemeinsam sind bzw. in relativ
großer Menge zugesetzt werden, sind beim Nickeläquivalentwert erfaßt.
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Wie die Kurve A ohne weiteres zeigt, hat sich, wo der Nickeläquivalentwert
nicht mehr als 18,5 % ist, bereits eine große Menge Martensit nach dem Glühen gebildet,
während bei Überschreitung eines Nickeläquivalents von 24 % auch nach etwa 75prozentiger
starker Verformung im wesentlichen kein Martensit gebildet ist, wie die Kurve B
zeigt. So ergibt sich, daß die Zusammensetzung eines Stahls, der eine verhältnismäßig
große Menge von Austenitgefüge nach der Lösungsglühbehandlung oder dem Anlassen
zurückbehält und die Eigenschaft hat, daß der größere Teil des Restaustenits aufgrund
plastischer Verformung, wenn der Stahl kaltverformt wird, in Martensitgefüge umgewandelt
wird, in den Nickeläquivalentbereich von 18,5 bis 22 %, insbesondere 19 bis 21 %
fällt.
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Zusätzlich zur vorstehenden erfährt der Zusammensetzungsbereich des
rostfreien Stahls gemäß der Erfindung weitere Beschränkungen.
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Und zwar muß die Menge des Kohlenstoffs auf 0,15 %
oder
weniger begrenzt sein. Dies gilt da die Anwesenheit von überschüssigem Kohlenstoff
zu einer Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit des Stahls führt, und weiter
neigen, wenn die Kohlenstoffmenge den genannten Wert übersteigt, das Nickeläquivalent
und die Stabilität des Austenitgefüges dazu, die einfache proportionale Beziehung
zu verlassen, da der Anteil des Kohlenstoffs in seinem Beitrag zum Wert des Nickeläquivalents
groß ist.
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Unter Berücksichtigung der Korrosionsbeständigkeit des Stahls setzt
man Chrom vorzugsweise in einer Menge von 13 % oder mehr und Nickel in einer Menge
von 4 % oder mehr zu.
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Die Menge des zugesetzten Molybdäns liegt vorsugsweise im Bereich
von nicht mehr als 4 %, da der Zusatz einer größeren Menge zu einer wesentlichen
Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit des Stahls führt.
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Die Zusatzmengen von Si und Mn sind nicht besonders begrenzt, dochliegt
die normale SIliziummenger bei 3 % oder weniger und die des Mangans bei 2 % oder
weniger.
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Zusätzlich können gelegentlich kleine Mengen von Al, Nb, Ti, Cu usw.,
wie schon erwähnt, zugesetzt werden, was von der Verwendung und dem Zweck des Stahlerzeugnisses
abhängt, und unvermeidliche Verunreinigungen können ebenfalls vorhanden sein.
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Fig. 2 ist ein Diagramm nur Erläuterung der Abhängigkeit zw#schen
der Verformungstemperatur und der Sättigungsflußdichte verschiedener rostfreier
Stähle mit verschiedenen Nickeläquivalenten, die einem 75prozentigen Walzen
unterworfen
wurden. Und zwar entspricht die Kurve C einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent
von 19,5, die Kurve D einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent von 21,0
und die Kurve E einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent von 24,0 Aus dem
Diagramm ergibt sich daß im Fall des rostfreien Stahls mit instabilem Austenit die
Menge des durch Verformung gebildeten Martensits stark abfällt, wenn die Verformungstemperatur
erhöht wird, und diese Tendenz zeigt sich besonders, wenn die Verformung bei einer
Temperatur von 100 0C oder mehr vorgenommen wird, und außerdem wird eine besonders
große Menge Martensit bei einer Verformungstetperatur von 75 °C oder darunter gebildet.
So zeigt es sich, daß die Verformungstemperatur, bei der ein rostfreier Stahl in
verhältnismäßig hohem Grade verformt werden kann und trotzdem eine große Menge Austenit
im Stahl nach der Verformung verbleibt, über 75 °C, insbesondere 100 °C oder höher
ist.
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Die Menge des durch die Verformung gebildeten Martensits niet mit
Anstieg der Verformungstemperatur ab.
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Vom Standpunkt des Anstiegs der Menge des im rostfreien Stahl verbleibenden
Austenits besteht daher kein besonderer Grund, die obere Grenze der Verformungstemperatur
zu be schränken, Jedoch wird die Verformungstemperatur vorzugsweise auf nicht höher
als 500 °C begrenzt, weil eine höhere Verformungstemperatur zu anderen unerwünschten
Erscheinungen, wie zum Beispiel intergranularer Korrosion führt, Weiter ist bei
Anwendung einer Warmverformung auf den rostfreien Stahl der Verformungsgrad vorzugsweise
so
hoch wio möglich im Hinblick auf die Tatsache, daß die Festigkeit
des rostfreien Stahls durch die Verformung erhöht wird. Nach der vorliegenden Erfindung
wird daher eine Warmverformung mit einem Verformungsgrad von mehr als 50 %, vorzugsweise
75 % und mehr durchgeführt.
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Die Erfindung soll nun durch Beispiele näher erläutert werden: Die
Tabelle 1 zeigt die Verformungstemperatur und die Eigenschaften des rostfreien Stahls
gemäß der Erfindung. Der rostfreie Stahl besteht im wesentliohen aus 0,06 * c, 0,29
% Si, 0,53 % Mn, 16,7 % Cr, 7,23 % Ni und Rest Fe, und sein Nickeläquivalentwert
ist 19,5. Der Verformungsgrad des rostfreien Stahls ist bei jeder Temperatur 75
*, und die Dehnung sowie die Zugfestigkeit desselben gelten für das gewalate Material.
Eine Niedrigtemperaturanlaßbehandlung wurde durch Erhitzen des rostfreien Stahls
auf 500 °C für 30 Minuten und Abkühlenlassen durchgeführt.
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(Tabelle 1, Seite 13)
Tabelle 1
| h t h o |
| @ o Zugfestigkeit 00 |
| t rl Pld |
| w RElrl O E -t a> rc ao 40 |
| d -=1 9 In n ui cu o\ ao |
| @ S 4a Z ~ ~ ~ ~ |
| kcu oMk |
| bD 8 d=l T |
| M kY |
| s |
| rc # |
| pv N |
| X cs 171 118 154 |
| 10 P |
| 0 |
| 30 2,3 169 119 150 |
| 75 3,7 176 119 137 |
| 100 5,5 153 75 124 |
| 125 14,2 140 33 98 |
| 130 13,5 136 35 87 |
| hp(y |
| o\ \o c o \o J |
| 400 25,0 93 59 78 |
| 4 |
| p |
| cq |
| D |
| a O ut N UE b O |
| m0 / |
| h0 / |
| /S« O o m o u O o o |
| / h O J o b O XY 15 0 0 |
| / O O ~ ~ ~ CZ 4 |
| Lt |
Beim rostfreien Stahl wird die Temperatur des Niedrigtemperaturanlassens
normalerweise im Bereich von 300 bis 0 500 C gewählt* und bei den Versuchen, die
der vorstehenden Tabelle zugrundeliegen, wurde das Anlassen bei 900 °C durchgeführt,
wobei der Federbiegegrenzwert am höchsten wird. Die Erhitzungsdauer ist nicht besonders
beschränkt, und eine Dauer von 30 - 60 Hinuten reicht aus. Die Erhitzungsdauer bei
den der Tabelle zugrundeliegenden Versuchen war 30 Minuten.
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Der Begriff "Federbiegegrenzwert" nach der vorstehenden Tabelle ist
ein Wert, der die Beständigkeit einer Feder gegenüber der sogenannten "Dauerfestigkeit"
andeutet.
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Dieser Wert wird gemessen, indem man ein Plattenmaterial an seinen
entgegengesetzten Enden unterstützt, das Plattenmaterial durch Einwirkung einer
Last auf seinen Mittelteil biegt und die Last mißt, wenn eine bestimmte Dauerdurchbiegung
im mittleren Teil des Plattenmaterials hervorgerufen wird. In dieser Anmeldung bedeutet
der Federbiegegrenswert die Oberflächenbelastung, die erforderlich ist, um eine
Plattenmaterialprobe in solchem Ausmaß zu biegen, daß eine Dauerdurchbiegung von
0,05 mm (oder 0,025 mm) in ihrem mittleren Teil verursacht wird, wobei die Plattenmaterialprobe
so bemessen ist, daß 1 = 8000 h (oder 12 = 4000 h) ist, wobei h die Dicke der Plattenmaterialprobe
und 1 den Abstand zwischen den unterstützten Punkten derselben bedeuten.
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Es ergibt sich aus der Tabelle 1, daß ein rostfreier Fe-Cr-Ni-Stahl,
der das sogenannte instabile Austenitgefüge aufweist und von einer solchen Zusammensetzung
ist, daß eine große Menge von Martensit darin nur nach einer
Kaltverformung
gebildet wird, wenn er einer Warmverformung wei 100°C oder mehr unterworfn wird,
eine Zugfestigkeit von etwa 120 kg/mm² oder mehr, einen Federbiegegrenzwert nach
einem Niedrigte*iperaturanlassen von etwa 80 kg/mm² ² oder mehr und eine Dehnung
von mehr als 10 % aufweist und daß sich erfindungsgemäß ein rostfreier Stahl erzeugen
läßt, dessen Dehnung erheblich größer als diejenige ist, die sich bei einem rostfreien
Stahl von im wesentlichen der gleichen Festigkeit erhalten läßt, wenn dieser einer
Normaltemperaturverformung unterworfen wird, wie man es bisher gemacht hat.
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Die Tabelle 2 zeigt die Eigenschaften eines rostfreien Stahls der
gleichen Art wie der des rostfreien Stahls nach Tabelle 1, wenn der rostfreie Stahl
einer etwa 20prozentigen Normaltemperaturverformung unterworfen wurde.
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Tabelle 2
| Verfor- Dehnung Zug- Federbiegegrenz- |
| mungs- (%) festig- wert (kg/mm²) |
| temp. keit nach Niedrigtempe- |
| (kg/mm²) gewalzt raturanlassen |
| 20 °C 14 120 60 70 |
Bei einem Vergleich der Tabelle 2 mit der Tabelle 1 stellt man klar fest, daß beim
Beschrinken des Rückgangs der Dehnung durch Verformung eines rostfreien Stahls in
nur geringem Grade bei normaler Temperatur die Zugfestig keit oder der Federbiegegrenzwert
des rostfreien Stahls beträchtlich niedriger als die Werte liegen, die dem rostfreien
Stahl
gemäß der Erfindung zukommen, der bei erhöhter Temperatur, insbesondere bei einer
Temperatur von 100 bis 200°C verformt wurde.
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Es ist in Tabelle 1 noch festzustellen, daß der rostfreie Stahl gemäß
der Erfindung, der bei 400 °C verformt wurde, eine äußerst große Dehnung, wie zum
Beispiel 25 k, aufweist, obwohl seine Festigkeit etwas niedriger als die der anderen
rostfreien Stähle liegt.
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Die Tabelle 3 zeigt die Verformungstemperatur und die Eigenschaften
eines rostfreien Stahls mit einem verhältnismäßig hohen Nickeläquivalent oder mit
einem beträchtlich stabilisierten Austenitgefüge, wenn der rostfreie Stahl einer
75prozentigen Verformung unterworfen wurde. Dieser rostfreie Stahl besteht im wesentlichen
aus 0,07 % C, 0,88 % Si, 0,71 % Mn, 18,8 % Cr, 11,56 % Ni und Rest Fe bei einem
Ni-Äquivalent von 25,7.
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Tabelle 3
| \ Eig-nseh-ft ~ Zug- Federbiegeemuwert |
| festig- (k£/) |
| Verformungs - Dehnung k-it nach Nied- |
| temperatur (OC) (*) (kg/) 6-w-s* rigtempera- |
| \ turanlas-n |
| 20 5,5 133 43 85 |
| 50 5,5 136 44 79 |
| 75 6,0 132 41 75 |
| 100 7,7 127 39 76 |
| 125 5,8 128 38 76 |
| t50; 8,2 121 34 71 |
| 200 " 10,3 118 43 79 |
Die Werte der Dehnung und der Zugfestigkeit in der vorstehenden
Tabelle gelten für das gewalzt. Material. Das Niedrigtemperaturanlassen wurde unter
den gleichen Bedingungen wie nach Tabelle 1 durchgeführt.
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Wie ein Vergleich mit der Tabelle 1 klar zeigt, ist die Dehnung eines
rostfreien Stahls mit einem stabilisierten Austenitgefüge höchstens 10,3 %, auch
wenn er bei 200 °C verformt wurde, und seine Festigkeit ist im ganzen erheblich
niedriger als die der rostfreien Stähle gemäß der Erfindung nach der Tabelle 1.
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Wenn man die Eingenschaftswerte nach den Tabellen 1 und 2 in ein
Diagramm einträgt, bei dem die Dehnung als Abszisse und die Zugfestigkeit als Ordinate
aufgotrqen sind, erhält man die zwei Kurven in Fig. 3. In dieser Figur 3 entspricht
die Kurve F einem rostfreien Stahl gemäß der Erfindung mit einem Nickeläquivalent
von 19,5, die Kurve G dagegen einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent
von 25,7 und einem stabilisierten Austenitgefüge.
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Die Fig. 4 und 5 sind Diagramme zur Erläuterung der Abhängigkeit
zwischen der Verformungstemperatur und der Dehnung von rostfreien Stählen mit verschiedenen
Nickeläquivalenten, die einer 75prozentigen Verformung unterworfen wurden. In diesen
Diagrammen entspricht die Kurve H einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent
von 19,5, die Kurve I einem rostfreien Stahl mit einem Nik keläquivalent von 21,
die Kurve J einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent von 18,3 und die Kurve
1 einem rostfreien Stahl mit einem Nickeläquivalent von 25t7.
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Aus diesen larven wird offenbar* daß der rostfreie Stahl gemäß der
Erfindung eine äußerst große Dehnung im Vergleich mit einem rostfreien Stahl eines
Nickeläquivalents von 18,3 oder niedriger, bei dem sich bereits eine große Menge
vom Martensit mach der Lösungsglüchbehandlung gebildet hat* oder im Vergleich mit
einem rostfreien Stahl eines Nickelaquivalentes von 22 oder mehr aufweist, bei dem
ein stark stabilisiertes Austenitgefüge vorliegt.
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Wie vorstehend beschrieben, zeigt ein rostfreier Stahl einer chemischen
Zusammensetzung mit einem instabilen Austenitgefüge bei normaler Temperatur eine
erheblich hohe Dehnung besonders dann, wenn er bei einer Temperatur von 100 bis
125 °C oder höher verformt ist, während ein rostfreier Stahl bei einer chemischen
Zusammensetzung mit einem stabilien Austenitgefüge bei normaler Temperatur oder
ein rostfreier Stahl bei einer chemischen Zusammensetzung, bei der schon eine große
Menge von Martensit bei normaler Temperatur verliegt, nur einen verhältnismäßig
geringen Anstieg der Dehnung zeigt, auch wenn er bei verhältnimäßig hoher Temperatur
verformt ist. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß der rostfreie Stahl mit einem
instabilen Austenit bei normaler Temperatur, wenn er bei verhältnismäßig hoher Temperatur
verformt wird, überwiegend den instabilen Rostanstenit aufweist, der nicht in Martensit
umgewandelt ist, und weiter auch darauf züruckzuführen, daß sich, wenn der rostfreie
Stahl einer plastischen Verformung unterworfen wird, eine Dehnung, dio sich aus
der Umweandlungsdeformation des Stahls während der Umwandlung des instabilen Austenits
in Martensit ergibt, in der Eigendehnung des ursprünglichen Stahls addiert.
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Hier tritt die eben beschriebene Umwandlung von
Austenit
in Martensit in einem rostfreien Fe-Cr-Ni-Stahl kaum mehr auf, da die Temperatur*
bei der der Stahl gehalten wird, höher ist, wie Fig. 2 zeigt.
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Daher läßt sich auch im Fall eines rostfreien Stahls* der ein beachtlich
niedrigeres Nickeläquivalent aufweist, der größere Teil des Gefüges in der Form
des Austenits, wie er ist, bewahren, indem der rostfreie Stahl auf einer Temperatur
oberhalb eines gewissen Wertes nach der Lösungsglühbehandlung gehalten wird. Andererseits
hat das Austenitgefüge, das einer starken Belastunf durch Verformung unterworfen
wurde, die Eigenschaft, kaum in Martensit umgewandelt zu werden, auch wenn man es
abkühlen läßt.
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Unter diesen Gesichtspunkten wendet man bei der Durchführung der
Erfindung mit einem rostfreien Stahl mit relativ niedrige Nickeläquivalent eine
etwa 75prozentige starke Verformung an, während der Stahl beim Vorgang der Abkühlung
anschließend an die Lösungsglühbehandlung auf einer Temperatur gehalten wird, die
höher als ein bestimmter Wert ist, wodurch eine ziemlich große Menge von Austenit
im Stahl bewahrt werden kann, nachdem die Verformung vollendet ist und der Stahl
abgekühlt ist. Durch diese Verfahrensweise ist es möglich, den Austenit erit zu
der Zeit der endgültigen Formgebung des Stahls in Martensit umzuwandeln und so die
sich aus dieser Umwandlung ergebende Dehnung auszunutzen.