DE2654702A1

DE2654702A1 - Verfahren zum verbessern der festigkeits-zaehigkeits-eigenschaften von metallegierungen sowie kristallines mikrogefuege

Info

Publication number: DE2654702A1
Application number: DE19762654702
Authority: DE
Inventors: William Alphonse Kilinskas; John Bernard Lightstone; Richard Benedict Mazzarella; Jaak Stefaan Van Den Sype
Original assignee: Union Carbide Corp
Current assignee: Union Carbide Corp
Priority date: 1975-12-03
Filing date: 1976-12-02
Publication date: 1977-06-08
Also published as: US4042421A; NO764115L; JPS5268815A; DE2654702B2; BE849009A; FR2333865B1; ES453889A1; AU2020476A; PT65917B; NO145140C; DK542076A; NL7613454A; IL51037A; PT65917A; IL51037A0; BR7608083A; GB1569760A; NO145140B; MX145144A; DE2654702C3

Description

Verfahren zum Verbessern der Festigkeits-Zähig- . keits-Eigenschaften von Metallegierungen sowie kristallines Mikrogefüge

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Verbessern der Festigkeit und Zähigkeit von verschiedenen Metallegierungen sowie ein besonders vorteilhaftes Mikrogefüge von Metallegierungen, die einem solchen Verfahren unterzogen wurden.

Die chemische Zusammensetzung von Metallegierungen, auf die das vorliegende Verfahren anwendbar ist, ist bekannt. Zu diesen Legierungen gehören die in "Steel Products Manual: Stainless and Heat Resisting Steels", veröffentlicht von dem.Ame-r rican Iron and Steel Institute (AISI), Washington, D.C., 1974, aufgeführten und als austenitisch bezeichneten Legierungen mit der weiteren Voraussetzung, daß diese Legierungen mindestens anfänglich eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 100°C (d. h. +10O⁰C) und eine Ms-Temperatur von nicht höher als -1CO⁰C haben. So sind vorliegend die AISI-Reihen 200 und 300 von Interesse.· Andere vorliegend in Be-

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FERNSPRECHER.: 089/6012039 · KABEL: ELECtRICPATENT MÜNCHEN .

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tracht kommende Legierungen müssen austenitisch sein und die angegebenen Md- und Ms-Temperaturen haben. Zu diesen Legierungen gehören bestimmte mangansubstituierte, nichtrostfreie Legierungen, die Eisen, Mangan, Chrom und Kohlenstoff enthalten, beispielsweise die Legierungen mit den DIN-Bezeichnungen X4O Mn Cr 18 und X4O Mn Cr 22, die auf den Seiten 655 und 656 des "Metallic Materials Specification Handbook", veröffentlicht von E & FN Spon Ltd., London 1972, beschrieben sind.

Der Begriff "austenitisch" bezieht das kristalline Mikrogefüge der Legierung ein. Als "austenitisch" werden vorliegend Werkstoffe bezeichnet, bei denen mindestens ungefähr 95 Vol.% des Mikrogefüges eine kubisch flächenzentrierte Struktur haben. Bei solchen Legierungen kann man sagen, daß sie sich im wesentlichen in der austenitischen Phase befinden. Die vorliegend interessierenden Legierungen befinden sich im wesentlichen in der austenitischen Phase bei der Temperatur, bei welcher der erste Verformungsvorgang durchgeführt wird, und zwar ungeachtet der zuvor durchgeführten Arbeitsvorgänge oder vorhandenen Temperaturen. Beispielsweise kann ein dem ersten VerfοrmungsVorgang unterzogener Werkstoff zuvor geglüht oder angelassen worden sein und gleichwohl im wesentlichen austenitisch sein, wenn der erste Verformungsvorgang durchgeführt wird.

Das andere im vorliegenden Zusammenhang auftretende Mikro-

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gefüge ist eine kubisch raumzentrierte Struktur, die als Martensit bezeichnet wird. Sind mindestens ungefähr 95 Vol.% des Gefüges martensitisch, kann davon ausgegangen werden, daß die Legierung im wesentlichen in der Martensitphase ist.

Es versteht sich, daß das Mikrogefüge sowohl eine Austenitphase als auch eine Martensitphase umfassen kann. Die vorliegend im Rahmen des Standes der Technik und hinsichtlich der Erfindung diskutierte Verarbeitung beinhaltet eine Umwandlung mindestens eines Teiles des Austenits in Martensit, wodurch das Mikrogefüge der behandelten Legierung geändert wird.

Die Md-Temperatur wird als die Temperatur definiert, oberhalb derer unabhängig von der Größe der mechanischen Verformung des Metalls oder der Legierung keine martensitische Umwandlung stattfindet. Diese Temperatur kann durch· einen einfachen herkömmlichen Zugversuch bestimmt werden, der bei' verschiedenen Temperaturen durchgeführt wird.

Die Ms-Temperatur wird als die Temperatur definiert, bei der eine martensitische Umwandlung spontan, d. h. ohne mechanische Verformung, einzutreten beginnt. Die Ms-Temperatur kann gleichfalls durch konventionelle Versuche bestimmt werden«

Einige Beispiele für die Md-Temperatur sind:

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- sr-

Rostfreier Stahl AISI Nr.	Md-Temperatur ( C)
301	43
3O2	13
304	15
304L	18

Die Stähle 3O1, 302, 3O4 und 3O4L haben Ms-Temperaturen von

unterhalb -196°C.

Bei der genannten Verformung handelt es sich um eine mechani sche Verformung. Sie findet in dem Bereich der plastischen
Verformung statt, der auf den Bereich der elastischen Verfor mung folgt. Die Verformung wird dadurch verursacht, daß der
Werkstoff über seine Elastizitätsgrenze hinausgehend ausreichend beansprucht wird, um die Form des gesamten Werkstückes oder eines Teiles desselben zu ändern.

Zu den physikalischen Eigenschaften, auf die es im vorliegen den Zusammenhang ankommt, gehören die Festigkeit und die Zähigkeit. Die Festigkeitseigenschaften können durch einen ein fachen einachsigen Zugversuch entsprechend ASTM-Norm, Verfah ren E8 einfach bestimmt werden. Dieses Verfahren ist im Teil 1O des 1975 Annual Book of ASTM Standards, veröffentlicht
durch die American Society for Testing Materials, Philadelphia, Pa., beschrieben. Die Ergebnisse dieses Versuches lassen sich für einen Werkstoff dahingehend zusammenfassen, daß die Streckgrenze, die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung des

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Werkstoffes angegeben werden. Die Streckgrenze stellt die Spannung dar, bei welcher der Werkstoff eine vorbestimmte Endabweichung von der Proportionalität zwischen Spannung und Dehnung zeigt. Vorliegend wird die Endabweichung nach dem Versetzungsverfahren mit einer vorgegebenen Dehnung von 0,2 % bestimmt. Die Zugfestigkeit stellt die maximale Zugbeanspruchung dar, welcher der Werkstoff standhalten kann. Die Zugfestigkeit ist das Verhältnis zwischen der Höchstlast, die während eines bis zum Bruch durchgeführten Zugversuches auftritt, und der ursprünglichen Querschnittsfläche der Probe. Die Bruchdehnung ist die Zunahme der Meßlänge einer bis zum Bruch beanspruchten Zugversuchsprobe, ausgedrückt als Prozentsatz der ursprünglichen Meßlänge. Im allgemeinen ist zu beobachten, daß die Bruchdehnung abnimmt, wenn durch metallurgische Verfahren die Streckgrenze und die Zugfestigkeit von metallischen Werkstoffen erhöht werden.

Damit Werkstoffe bei hochbeanspruchten Anordnungen befriedigend benutzt werden können, ist es nicht nur wichtig, daß. der Werkstoff ausreichend hohe Werte bezüglich Streckgrenze und Zugfestigkeit hat, sondern auch eine brauchbare Widerstandsfähigkeit gegenüber Sprödbruch aufweist. In dieser Hinsicht haben metallurgische Untersuchungen gezeigt, daß scharfe Risse die Beanspruchungen, mit denen ein Werkstoff beaufschlagt wird, in hohem Maße konzentrieren können, Es wurde gefunden, daß das Verhalten des Werkstoffes bei derartigen Beanspruchungskonzentrationen an den Rißenden weitgehend be-

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stimmt, ob der Werkstoff duktil oder spröde ist. Die Bruchzähigkeit eines Werkstoffes stellt ein Maß für dessen Widerstandsfähigkeit gegenüber Sprödbruch bei Vorhandensein von scharfen Rissen dar. Die ASTM Specification E-399 beschreibt ein Verfahren zum Bestimmen der Bruchzähigkeit von metallischen Werkstoffen durch Prüfen einer gekerbten und mit einem Ermüdungsriß versehenen Probe. Die Ergebnisse werden als Beanspruchungsintensitätsfaktor K angegeben, der .ein Maß für die Intensität des Spannungsfeldes nahe der Spitze des zuvor ausgebildeten Ermüdungsrisses unter den Bedingungen ist, bei denen sich der Riß auszubreiten beginnt. Hohe K-Werte zeigen eine gute Bruchzähigkeit an. Wertvolle zusätzliche Informationen können aus dem Aussehen der Bruchfläche gewonnen werden, die bei einem duktilen Bruch als voll schräg liegend und bei einem Sprödbruch als flach zu beschreiben ist. Die Bruchzähigkeit von gewalzten Blechen hängt für gewöhnlich von der Ausbreitungsrichtung des Risses mit Bezug auf die Walzrichtung ab. Vorliegend wird das Verfahren gemäß ASTM E-399 benutzt, um die Ausrichtung der Rißebene anzugeben.

Die Form oder Gestalt der Werkstoffe ist im vorliegenden Zusammenhang nicht von Bedeutung. Es kann mit jeder beliebigen Werkstückform gearbeitet werden, beispielsweise mit Platten, Blechen, Bändern, Folien, Stangen, Drähten, Knüppeln, Vorblöcken, Blöcken, Brammen sowie zahlreichen weiteren Werkstofformen, die sämtlich in herkömmlicher Weise ausgebildet

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werden können.

Es wurde gefunden, daß eine Verformung der obengenannten Metalle und Legierungen bei Tieftemperaturen, d. h. für gewöhnlich Temperaturen entsprechend derjenigen von flüssigem Stickstoff (ungefähr -196°C), die Zugfestigkeit des Werkstoffes wesentlich verbessert. Beispielsweise konnte durch Tieftemperaturverformung von geglühtem rostfreiem Stahl AISI 304 bei -196°C ohne das konventionelle Altern eine Zugfestigkeit

ο
von 1654 N/mm erzielt werden. Nach dem üblichen Altern be-

2
trug die Zugfestigkeit 1931 N/mm , was eine entscheidende Verbesserung gegenüber dem unbehandelten geglühten rostfreien Stahl AISI 3Ο4 darstellt, dessen Zugfestigkeit bei ungefähr 579 N/mm liegt. Eine Analyse des gealterten, tieftemperaturverformten rostfreien Stahls ließ ferner erkennen, daß sein Mikrogefüge im wesentlichen aus Martensit bestand. Da ein hoher Martensitgehalt die Sprödigkeit zu fördern sucht und eine geringe Zähigkeit zur Folge hat, läßt sich mit Hilfe des bekannten Tieftemperatur-Verformungsverfahrens zwar die Zugfestigkeit verbessern; der Werkstoff bleibt jedoch , verhältnismäßig spröde und hat eine dementsprechend niedrige Duktilität. Da die Bedeutung der einzelnen Werkstoffeigenschaften relativ ist, ergaben sich bei gewissen Anwendungen keine Probleme; bei anderen Anwendungen liegen die Mängel ,dagegen auf der Hand. Anwendungsfälle, bei denen eine Kombination von hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit von entscheidender Bedeutung ist, sind beispielsweise Druckbehälter.

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Werkstoffe mit hoher Festigkeit erlauben den Bau von Behältern mit dem aus Wirtschaftlichkeitsgründen erwünschten geringen Gewicht. Derartige Behälter sollen jedoch nicht splittern, wenn sie unter pneumatischen Lastbedingungen bersten. Dies erfordert Werkstoffe mit hoher Bruchzähigkeit. Ein anderes Beispiel sind Schraubenfedern, die im Hinblick auf eine erhöhte Dauerfestigkeit Werkstoffe erfordern, die sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine niedrige Empfindlichkeit gegenüber Kerben oder Rissen haben.

Die geschilderten Beobachtungen hinsichtlich der Festigkeit und Zähigkeit von bekannten tieftemperaturverformten Legierungen führten in Verbindung mit dem dauernden Bemühen der metallurgischen Industrie, die physikalischen Eigenschaften von Metallen und Legierungen allgemein zu verbessern, sowie dem Bedürfnis nach einer Kombination von hoher Festigkeit
und großer Zähigkeit in einer Vielzahl von Anwendungen zu
dem Schluß, daß in den angegebenen Richtungen Verbesserungen erforderlich sind.

Der Erfindung liegt dementsprechend die Aufgabe zugrunde,
bekannte Tieftemperatur-Verformungsverfahren dahingehend zu verbessern, daß Festigkeitswerte erzielt werden, die mindestens denjenigen bekannter Verfahren entsprechen, während
gleichzeitig für Zähigkeitswerte gesorgt wird, die größer
als die Werte sind, die auf bekannte Weise in Verbindung mit einer hohen Festigkeit erhalten werden konnten.

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Bei einer austenitischen Metallegierung aus der Gruppe der rostfreien Legierungen der Reihen AISI 200 und 3OO sowie der Eisen, Mangan, Chrom und Kohlenstoff enthaltenden, nichtrostfreien Stahllegierungen, wobei die Legierung eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 100 C und eine Ms- · Temperatur von nicht höher als ungefähr -100°C hat, lassen sich in Verbindung mit höheren Zähigkeitswerten für den entsprechenden Festigkeitsfaktor auf überraschende Weise nicht nur gleiche, sondern wesentlich bessere Zugfestigkeitswerte als bei bekannten Tieftemperatur-Verformungsverfahren dadurch erzielen, daß die Legierung bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md - 50 C bis ungefähr Md + 50 C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von nicht mehr als ungefähr 10 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 90 Vol.% hat, wobei Md die Md-Temperatur der verformten Legierung ist, und daß das .auf diese Weise erhaltene Material bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur von nicht höher als ungefähr -75°C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.% hat.

Die bei dem ersten Verformungsvorgang vorgesehene Dehnung wird vorliegend gelegentlich auch als Vordehnung bezeichnet, während die-während des zweiten Verformungsvorganges herbeigeführte Dehnung nur als Dehnung oder als Dehnung im zweiten

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Verformungsvorgang bezeichnet wird.

Eine endgültige Optimierung der Festigkeitseigenschaften wird erzielt, indem die Metallegierung einer herkömmlichen Alterung bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 350 C bis ungefähr 45O°C unterworfen wird.

Durch Anwendung von konventionellen analytischen Verfahren, beispielsweise Röntgenstrahlbeugung und Elektronenmikroskopie, ist zu beobachten, daß bei rostfreien Stahllegierungen der Reihe AISI 3OO, die mittels des Verfahrens nach der Erfindung behandelt und gealtert werden, im gealterten Zustand ein neuartiges kristallines Mikrogefüge vorliegt, das die gleiche chemische Zusammensetzung wie ursprünglich (ohne Berücksichtigung von Oberflächenverunreinigungen) sowie eine Martensitphase von mindestens ungefähr 5O Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 1O Vol.% hat, wobei die Zugfestigkeit der Legierung bei einem Martensitgehalt

des Mikrogefüges von 50 Mol.% mindestens ungefähr 13OO N/mm beträgt und die Zugfestigkeit um mindestens 14 N/mm für jedes zusätzliche Prozent Martensit über 5O % zunimmt.

Ein Merkmal der vorliegenden Erfindung und eine spezielle Anwendung des Prozesses bestehen in einem Verfahren zum Verbessern der Zugfestigkeit und Zähigkeit von draht- oder bandförmigem Material, das im wesentlichen aus einer austenitischen rostfreien Stahllegierung der Reihe AISI 300 be-

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steht und eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 1OO C und eine Ms-Temperatur von nicht höher als ungefähr -1OO°C hat, wobei dieses Verfahren dadurch gekennzeichnet ist, daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md - 5O°C bis ungefähr Md + 5O C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von nicht mehr als ungefähr 10 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 9O VoI-.% hat, wobei Md die Md-Temperatur der verformten Legierung ist, und daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur von nicht höher als ungefähr -75 C derart einachsig gereckt wird, daß das Material eine Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 1O Vol.% hat.

Auch in diesem Falle erfolgt vorzugsweise eine Optimierung der Festigkeit dadurch, daß das gereckte draht- oder band-' förmige Material in herkömmlicher Weise bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 35O°C bis ungefähr 45O°C gealtert wird.

Die Erfindung ist im folgenden an Hand von bevorzugten Ausführungsbeispielen näher erläutert. In den beiliegenden Zeichnungen zeigen:

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Fig. 1 und 2 schematisch eine Seitenansicht und einen

Teilquerschnitt einer Vorrichtung, mittels
deren der vorstehend genannte Reckvorgang
ausgeführt werden kann,

Fig. 3 und 4 Mikrofotografien des kristallinen Mikroge-

füges des Werkstoffes bei 2000-facher Vergrößerung ,

Fig. 5 eine schematische Darstellung einer Legie

rungsprobe, wie sie in bestimmten Beispielen verwendet wird, und

Fig. 6 eine schematische Darstellung einer weiteren

für die Bruchzähigkeitsversuche bei verschiedenen Beispielen verwendeten Probe.

Die Legierungen, bei denen das vorstehend erläuterte Verfahren anwendbar ist, sind herkömmliche Legierungen. Die einzigen Voraussetzungen bestehen darin, daß sie bei Durchführung des ersten Verformungsvorganges der Definition von austenitisch entsprechen müssen und daß ihre Md-Temperaturen nicht
höher als ungefähr 1OO°C sowie ihre Ms-Temperaturen nicht
höher als ungefähr -1OO°C liegen.

Bei der Verformung handelt es sich um eine mechanische Verformung, die in dem Bereich der plastischen Verformung statt-

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findet.

Sowohl bei dem ersten als auch bei dem zweiten Verformungsvorgang kann mit herkömmlichen mechanischen Verformungsverfahren und -vorrichtungen gearbeitet werden. Zu diesen Verfahren gehören beispielsweise das Walzen, Schmieden, Recken, Ziehen, Spinnen, Biegen, Gesenkschmieden, die Hydroformgebung, die Explosionsformgebung und das Walzformen. Die dabei jeweils anwendbaren Vorrichtungen stehen dem Fachmann ohne weiteres zur Verfügung. Die verschiedenen Verfahren reichen von der einfachen Zugausübung bis zu kompliziertesten mechanischen Verformungsvorgängen.

Die Verformungen müssen ausreichend groß sein, um für die angegebenen Prozentsätze von Martensit und Austenit zu sorgen, die zunächst an Hand von herkömmlichen Analyseverfahren, beispielsweise Röntgenbeugung oder magnetischen Messungen, und dann auf der Grundlage von Erfahrungswerten bestimmt werden, die bei den verschiedenen Legierungen im Falle der Verformung in den angegebenen Temperaturbereichen anfallen. Um die Verformung genauer zu definieren, ist diese als Dehnung oder Formänderung angegeben. Obwohl die während der Verformungsvorgänge des Verfahrens auftretenden Dehnungen oder Formänderungen für gewöhnlich komplizierter als die Formänderungen sind, zu denen es während eines einfachen Spannungsversuches kommt, zeigte es sich, daß bei den vorliegend verwendeten Werkstoffen die während komplizierter Verformungs-

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vorgänge eintretenden Verfestigungseffekte aus den beobachteten Verfestigungseffekten während eines einfachen Zugversuchs ermittelt werden können, wobei das Prinzip der "äquivalenten einachsigen" Dehnung oder "effektiven" Dehnung benutzt wird, wie dies beispielsweise in "Mechanical Metallurgy" von G. E. Dieter, Jr., veröffentlicht von der McGraw-Hill Book Company (I96i),auf Seite 66 angegeben ist.

Die bei der ersten Verformung vorgesehene Mindestformänderung beträgt ungefähr 10 %. Hinsichtlich der prozentualen Formänderung besteht·kein oberer Grenzwert, mit der Ausnahme, daß in der Praxis bei einem bestimmten Punkt die Änderungen hinsichtlich des Mikrogefüges und der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften minimal werden. Außerdem ergibt sich eine obere Grenze selbstverständlich im Hinblick auf einen Bruch des Werkstoffes. Es wird bei diesem ersten Verformungsvorgang zweckmäßig mit einer Formänderung oder Dehnung zwischen ungefähr 10 und ungefähr 80 % sowie vorzugsweise zwischen ungefähr 20 und ungefähr 60 % gearbeitet.

Wie ausgeführt, umfaßt die bei dem Verfahren verwendete Ausgangslegierung mindestens ungefähr 95 Vol.% Austenit, während es sich bei dem Rest um Martensit handelt. Auf Grund der Verformung im ersten Verformungsvorgang (oder der Vordehnung) kann die Legierung ihr Mikrogefüge geringfügig ändern, so daß O bis ungefähr 10 Vol.% in der Martensitphase und ungefähr 90 bis ungefähr 100 Vol.% in der Austenitphase vorlie-

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gen. Vorzugsweise sind O bis ungefähr 5 Vol.% Martensit und ungefähr 95 bis ungefähr 1OO Vol./o Austenit vorhanden.

Der Vordehnungsvorgang wird bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md - 5O°C bis ungefähr Md + 5O°C durchgeführt, wobei es sich bei der Md-Temperatur um diejenige der eine Verformung erfahrenden Legierung handelt. Beträgt beispielsweise die Md-Temperatur 43 C₁ dann ist Md - 50 C = -7 C und Md + 5O°C = 93°C. Die vorliegend betrachteten Legierungen sind als stabil, d. h. austenitisch stabil, bei diesen Temperaturen des ersten Verformungsvorganges anzusprechen, obwohl während der Verformung die obengenannten Änderungen eintreten.

Der zweite Verformungsvorgang ist dem ersten Verformungsvorgang ähnlich, was die Formänderung oder Dehnung anbelangt. Wiederum muß die Verformung ausreichend groß sein·, um für die angegebenen Prozentsätze von Martensit und Austenit zu sorgen, die zunächst an Hand von herkömmlichen Analyseverfahren und dann auf der Grundlage von Erfahrungswerten bestimmt werden. Die bei dem zweiten Verformungsvorgang vorgesehene Mindestformänderung beträgt ungefähr 10 %. Auch hier besteht hinsichtlich der prozentualen Formänderung kein oberer Grenzwert, mit der Ausnahme, daß in der Praxis bei einem bestimmten Punkt die Änderungen hinsichtlich des Mikrogefüges und der Festigkeits-Zähigkeits-Eigenschaften minimal werden, sowie daß eine Grenze durch den Bruch des Werkstoffes gegeben

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ist. Zweckmäßig wird mit einer Formänderung oder Dehnung zwischen ungefähr 1O und ungefähr 60 % sowie vorzugsweise zwischen ungefähr 20 und ungefähr 40 % gearbeitet.

Das Erfordernis der Formänderung, d. h. mindestens ungefähr 10 % Formänderung bei dem ersten und dem zweiten Verformungsvorgang, bezieht sich auf die Formänderung oder Dehnung, die das gesamte Werkstück oder ein Teil desselben erfährt. Die Vorteile des vorliegenden Verfahrens stellen sich nur in dem Bereich ein, wo die Mindestformänderung von wenigstens ungefähr 10 % eingehalten wird. Dies ist bei komplizierter Gestalt von besonderer Wichtigkeit, beispielsweise bei Druckbehältern oder Zylindern, die Diskontinuitäten an Schweißstellen aufweisen, oder bei beliebigen anderen Werkstücken, bei denen konstruktions- und/oder baubedingt eine Diskontinuität oder eine Störstelle vorhanden ist, die absichtlich oder unvermeidbar zu einer Örtlichen Spannungskonzentration in bestimmten Bereichen des Werkstückes, führt. In diesen Fällen zeigte es sich, daß eine Formänderung des gesamten Werkstückes von weniger als ungefähr 10 % und herab bis zu ungefähr 2 oder 3 % eine Formänderung von mindestens ungefähr 1O % in dem oder den Diskontinuitäts- oder Störstellenbereichen zur Folge hat. Die Vorteile des vorliegenden Verfahrens lassen sich infolgedessen, falls erwünscht, lokalisieren. So kann das Verfahren benutzt werden, um die am stärksten gefährdeten Werkstückbereiche günstig zu beeinflussen und für weitgehend gleichförmige physikalische

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Eigenschaften über das gesamte Werkstück hinweg zu sorgen. Erfolgen Formänderungen von mindestens ungefähr 10 % oder mehr an dem gesamten Werkstück, ergeben sich noch höhere Formänderungen an diesen Diskontinuitäten, was für den Techniker von Vorteil ist, der für bestimmte Anwendungen Sollwerte erreichen muß, wo ein gleichförmiges Verhalten keine Voraussetzung ist.

Die Temperatur, bei welcher der zweite Verformungsvorgang durchgeführt wird, liegt unter ungefähr -75°C und vorzugsweise unter ungefähr -1OO C. Diese Temperaturen lassen sich erreichen, indem der zweite Verformungsvorgang in flüssigem Stickstoff (Siedepunkt -196°C), flüssigem Sauerstoff (Siedepunkt -183 C), flüssigem Argon (Siedepunkt -186 C), flüssigem Neon (Siedepunkt -246°C), flüssigem Wasserstoff (Siedepunkt -252°C) oder flüssigem Helium (Siedepunkt -269°C) erfolgt. Vorzugsweise wird mit flüssigem Stickstoff gearbeitet. Ein Gemisch von Trockeneis und Methanol, Äthanol, oder Aceton hat einen Siedepunkt von ungefähr -79 C und kann gleichfalls benutzt werden. Je niedriger die Temperatur . , liegt, desto weniger Formänderung oder Dehnung ist für jedes Prozent Verbesserung der Zugfestigkeit erforderlich. Durch die Verformung wird dem Werkstoff Energie zugeführt; dies hat einen Temperaturanstieg zur Folge, so daß man in einen Bereich von oberhalb ungefähr -75°C gelangen kann. Dadurch wird das Verfahren nicht beeinträchtigt, vorausgesetzt, daß der zweite Verformungsvorgang vor dem Temperaturanstieg

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erfolgt. Das Herunterkühlen auf die angegebenen niedrigen Temperaturen kann vor dem Zeitpunkt der Verformung oder gleichzeitig mit dieser erfolgen. Je enger die Koordinierung zwischen diesen beiden Arbeitsvorgängen ist, desto rascher und damit auch wirtschaftlicher läßt sich das Verfahren durchführen.

Bei dem zweiten Verformungsvorgang wird das Mikrogefüge des Metalls oder der Legierung merklich geändert, so daß mindestens 50 Vol.% in der Martensitphase und mindestens 10 Vol.% in der Austenitphase vorliegen. Die bevorzugten Bereichs gehen von ungefähr 60 bis ungefähr 90 Vol.% Martensit sowie ungefähr 10 bis ungefähr 40 Vol.% Austenit. Es wird angenommen, daß der hohe Austenitgehalt zu der Zähigkeit des verarbeiteten Werkstoffes beiträgt.

Vorliegend wird das Mikrogefüge der Ausgangslegierung und der nach Vorverformung, Tieftemperaturverformung und Alterung erhaltenen Produkte stets als im wesentlichen aus Austenit und/oder Martensit in den genannten Prozentsätzen bestehend betrachtet. Möglicherweise andere vorhandene Phasen sind vorliegend nicht von Interesse, da sie, falls sie überhaupt existieren, weniger als ungefähr 1 Vol.% ausmachen und auf die Eigenschaften der Legierung nur geringen oder überhaupt keinen Einfluß haben.

Die Bereiche, in denen die Formänderungsprozentsätze des

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ersten und des zweiten Verformungsvorganges liegen, überlappen einander. Obwohl die Prozentsätze die gleichen sein können, beträgt vorzugsweise das Verhältnis zwischen der ersten und der zweiten Formänderung zwischen ungefähr 1:1 und ungefähr 3:1 .

Nach der zweiten Verformung wird die Legierung vorzugsweise künstlich gealtert, um die Festigkeitseigenschaften zu optimieren. Das Altern erfolgt auf herkömmliche Weise bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 350 C bis ungefähr 450 C und vorzugsweise im Bereich von ungefähr 375 C bis ungefähr" 425°C. Die Alterungsdauer kann zwischen ungefähr 30 Minuten und ungefähr 1O Stunden liegen. Vorzugsweise wird innerhalb eines Bereiches von ungefähr 30 Minuten bis ungefähr 2,5 Stunden gearbeitet. Herkömmliche Prüfverfahren werden benutzt, um die Temperatur und Zeitdauer zu bestimmen, die zu der höchsten Zugfestigkeit und Streckgrenze führen.

Durch das Altern wird die Streckgrenze in der Regel noch stärker verbessert als die Zugfestigkeit..Damit die Legierung die höchsten Festigkeitswerte erreicht, kann die Alterung bis zu einem Punkt durchgeführt werden, wo sich die Streckgrenze der Zugfestigkeit nähert.

Es'wurde bereits oben darauf hingewiesen, daß die Anwendung des beschriebenen Verfahrens auf rostfreie Stahllegierungen der Reihe AISI 3OO zu einem neuartigen und besonders günsti-

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gen Mikrogefüge führt. Dieses Mikrogefüge wird gealtert. Es besteht im wesentlichen aus einer Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und einer Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.%, wobei die Zugfestigkeit der Legierung bei einem Martensitgehalt des Mikrogefüges von 50 Vol.% ungefähr 13OO N/mm beträgt und die Zugfestigkeit um minde-

stens 14 N/mm für jedes zusätzliche Prozent Martensit über

50 % zunimmt.

Ein bevorzugtes gealtertes Mikrogefüge besteht im wesentlichen aus mindestens ungefähr 60 Vol.% einer Martensitphase

und mindestens ungefähr 10 Vol.% einer Austenitphase, wobei

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die Legierung eine Zugfestigkeit von ungefähr 1445 N/mm bis

ungefähr 1790 N/mm hat, wenn das Mikrogefüge 60 Vol.% Martensit enthält, und die Zugfestigkeit der Legierung ungefähr

2 2

1860 N/mm bis ungefähr 224O N/mm beträgt, wenn das Mikrogefüge 90 % Martensit enthält.

Bei dem genannten Mikrogefüge wurde eine konventionelle Alterung der oben beschriebenen Art vorgenommen.

Fig. 3 zeigt bei 2OOO-facher Vergrößerung eine optische Mikrofotografie eines erfindungsgemäß hergestellten Mikrogefüges. Bei der Legierung handelt es sich um AISI 3O2. Nach einer konventionellen Glühbehandlung erfährt der Stahl eine'
Formänderung von 2O % bei Raumtemperatur, worauf eine Formänderung von 2O % bei -196°C vorgenommen wird. Zuletzt wird

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der Stahl "1 1/2 Stunden bei 4OO°C gealtert. Der Martensitgehalt beträgt ungefähr 75 Vol.%.

Fig. 4 zeigt bei 2OOO-facher Vergrößerung eine optische Mikrofotografie eines Mikrogefüges, wie es bei einer bekannten Tieftemperaturverformung erhalten wird. Bei der Legierung handelt es sich wiederum um AISI 302. Nach einer konventionellen Glühbehandlung erfährt der Stahl eine Formänderung von 20 % bei -196°C; dann wird er 1 1/2 Stunden lang bei 400°C gealtert. Der Martensitgehalt beträgt ungefähr 75 Vol.%.

Die Strukturunterschiede zwischen dem Mikrogefüge nach der Erfindung (Fig. 4) und dem bekannten Mikrogefüge (Fig. 5) sind deutlich zu erkennen. Die bei dem Verfahren nach der Erfindung erhaltenen Martensitnadeln sind im allgemeinen kürzer, stärker gekrümmt und haben häufig ein "dendritisches" Aussehen, während in Fig. 5 die Martensitnadeln langer und gerader sind sowie entlang den kristallographischen Ausrichtungen einander schneidende Bänder bilden.

Die wichtigste Unterscheidung ergibt sich jedoch, obwohl sie offensichtlich von dem Mikrogefüge abhängt, nicht aus dem Aussehen der Struktur,sondern hinsichtlich einer wichtigen Eigenschaft in Relation zu dem Mikrogefüge; die Zugfestigkeit ist nämlich für jedes in der Legierung enthaltene Prozent Martensit höher, als dies bisher bekannt war.

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Ein Merkmal der Erfindung und eine spezielle Anwendung des Prozesses bestehen, wie ausgeführt, in einem Verfahren zum Verbessern der Zugfestigkeit und der Zähigkeit von draht- oder bandförmigem Material, das im wesentlichen aus einer austenitischen rostfreien Stahllegierung der Reihe AISI 300 besteht und eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 1OO°C und eine Ms-Temperatur von nicht höher als ungefähr -10O⁰C hat. Dieses Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md - 5O C bis ungefähr Md + 5O C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von nicht mehr als ungefähr 10 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 90 Vol.% hat, wobei Md die Md-Temperatur der verformten Legierung ist, und daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 1O % und einer Temperatur von nicht höher als ungefähr -75°C derart einachsig gereckt wird, daß das Material eine Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.% hat.

Die Zugfestigkeit wird vorzugsweise dadurch optimiert, daß das gereckte draht- oder bandförmige Material in herkömmlicher Weise bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 350 C bis ungefähr 55O°C gealtert wird.

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Das vorstehend erläuterte allgemeine Verfahren ist einschließlich der bevorzugten Bereiche und der Ausbildung des Mikrogefüges auch auf den Reckprozeß anwendbar und braucht daher nicht nochmals im einzelnen geschildert zu werden.

Die Kombination von Vordehnung und Tieftemperaturverformung stellt jedoch eine Verbesserung gegenüber dem Recken des draht- oder bandförmigen Materials bei niedrigen Temperaturen dar, das seinerseits bereits unabhängig von dem Drahtdurchmesser oder der Banddicke für eine höhere Zugfestigkeit sorgt, als sie beim Ziehen oder Walzen bei tiefen Temperaturen erhalten wird, wo die Zugfestigkeit mit dem Durchmesser oder der Dicke in der Weise verknüpft ist, daß die Zugfestigkeit um so geringer wird, je größer der Durchmesser oder die Dicke sind; des weiteren wird eine verbesserte Torsionsstreckgrenze erzielt; Schmiermittel brauchen nicht vorgesehen zu werden.

Das Recken stellt ein Verformen von Werkstücken dar, bei denen eine Abmessung, die Längsabmessung, wesentlich größer als die beiden anderen Abmessungen ist, wie dies beispielsweise bei draht- oder bandförmigem Material der Fall ist. Bei der Verformung werden Kräfte in der Längsrichtung derart aufgebracht, daß im wesentlichen der gesamte Querschnitt des Werkstückes während des Verformens eine gleichförmige, einachsige Zugbeanspruchung erfährt. Die Zugbeanspruchungen sind von ausreichender Größe, um in dem Werkstück eine dauerhafte

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plastische Verformung herbeizuführen; das Aufbringen der Beanspruchung wird dabei als prozentuale Dehnung angegeben. Da sich der vorliegend verwendete Begriff "Recken" von anderen Verformungsverfahren, wie Ziehen und Walzen, unterscheidet, bei denen mehrachsige Beanspruchungen auftreten, wird der Begriff "einachsiges Recken" verwendet, um diesen Unterschied noch deutlicher hervorzuheben. Das in Längsrichtung erfolgende Strecken eines Drahtes, während dieser durch ein Ziehwerkzeug hindurchgezogen wird, erfolgt nämlich nicht nur unter dem Einfluß von Zugbeanspruchungen in der Zieh- oder Längsrichtung, sondern zusätzlich auf Grund von Druckbeanspruchungen in Richtungen, die quer zur Ziehrichtung verlaufen .

Zwei Werkstofformen sind bei dem vorliegenden Reckverfahren wegen ihrer Abmessungseigenschaften, d. h. des Umstandes, daß die Längsabmessung wesentlich größer als die beiden anderen Abmessungen ist, von besonderem Interesse. Es handelt sich dabei um draht- und streifenförmige Werkstoffe, denen diese Abmessungseigenschaft gemeinsam ist. Bei dem vorliegenden zweiten Verformungsvorgang handelt es sich, wie ausgeführt, weder um einen Zieh- noch um einen Walzvorgang. Damit soll die Wichtigkeit des einachsigen Reckens hervorgehoben werden; es sollen Verfahren ausgeschlossen werden, bei denen das Werkstück nicht'gleichförmig verfestigt wird, d.h. bei denen eine hohe Verfestigung des außenliegenden Bereiches erfolgt, während der Kernbereich wesentlich weniger

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stark verfestigt wird, wodurch die Zugfestigkeit des gezogenen Drahtes oder des gewalzten Bandmaterials auf den Wert beschränkt wird, bei dem der außenliegende Bereich reißt oder bricht. Dieser Mangel von gezogenem Draht führt bei bestimmten Anwendungen, beispielsweise Schraubenfedern, wo die Verformungsfähigkeit von besonderem Interesse ist, zu weiteren Problemen. In diesem Falle muß der außenliegende Bereich ausreichend duktil sein, um, ohne zu brechen, um einen Dorn herumgewickelt werden zu können, dessen Durchmesser mindestens gleich dem Drahtdurchmesser ist. Wegen der bevorzugten Verfestigung des außenliegenden Bereiches während des Ziehens wird dieser Bereich jedoch spröder und we.niger duktil, wodurch die Verformungsfchigkeit herabgesetzt wird.

Das Tieftemperatur-Reckverfahren verbessert sowohl die Zugfestigkeit und die Verformungsfähigkeit als auch die Torsionsund Dauerbelastungseigenschaften. Durch den Vordehnvorgartg werden die Zugfestigkeit und die Zähigkeit des draht- oder . bandförmigen Materials weiter erhöht, wodurch eine Optimierung dieser Werkstoffe für den praktischen Einsatz erreicht wi rd.

Ebenso wie das oben erläuterte allgemeine Verfahren kann auch dieser spezielle Prozeß mit Hilfe von herkömmlichen Einrichtungen durchgeführt werden. Der erste Verformungsvorgang kann erfolgen, indem das draht- oder bandförmige Material in dem angegebenen Temperaturbereich und mit der genann-

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- 26 -

ten Dehnung auf übliche Weise gezogen oder gewalzt wird. Das Material liegt dabei in im wesentlichen austenitischer Form vor. Je nach Wunsch kann es geglüht sein oder nicht. Das Vordehnen kann auch durch eine andersartige Verformung erfolgen. Bei diesem Vorgang brauchen keine besonderen Zugfestigkeitswerte erreicht zu werden. Auf jeden Fall ist bei diesem Vorgang die angegebene Kombination von Werkstoffen, Dehnung oder Formänderung und Temperatur vorzusehen.

Der zweite Verformungsvorgang muß in dem angegebenen Temperaturbereich, d. h. bei einer Temperatur von weniger als -75 C, durchgeführt werden; die genannte Dehnung oder Formänderung muß durch Recken erzielt werden, um die angestrebten günstigen Wirkungen zu erzielen. Im übrigen können für diesen Vorgang konventionelle Verfahren und Vorrichtungen eingesetzt werden.

Eine Ausführungsform einer Vorrichtung, die sich im Falle von Draht zur Durchführung des zweiten Verformungsvorganges eignet, und das dabei vorgesehene Vorgehen seien an Hand der Fig. 1 und 2 erläutert. Das Verfahren wird in einem isolierten Behälter 10 durchgeführt, der bis zu einer gewissen Höhe H mit einem kryogenen Fluid, beispielsweise flüssigem Stickstoff, gefüllt ist. Die Fluidmenge ist aabei so gewählt, daß das Recken in vollständig eingetauchtem Zustand erfolgt. Der "vorgedehnte Draht 12 wird von einer Vorratsspule 13 aus in den Behälter 10 geleitet und läuft um zwei

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Reckt rommein 14 und 15, die unterhalb der Fluidoberflache in dem Behälter 1O drehbar gelagert sind. Die beiden Recktrommeln sind gleich aufgebaut; jede besteht aus zwei zylindrischen Rollen von unterschiedlichem Durchmesser. Ein Querschnitt der Recktrommel 14 entlang der Linie 2-2 der Fig. 1 ist in Fig. 2 dargestellt. Wie gezeigt, sind Nuten vorgesehen, die den Draht führen, um ein Wandern des Drahtes zu verhindern. Die Außennut der Rolle 16 ist die von der Rolle 17 am weitesten entfernt liegende Nut. Die Innennut der Rolle 16 ist die der Rolle 17 benachbarte Nut. Die Innennut der Rolle 17 ist die der Rolle 16 benachbarte Nut. Die Außennut der Rolle 17 ist die von der Rolle 16 am weitesten entfernt liegende Nut. Der Durchmesser der kleinen Rolle ist mit DO bezeichnet, während der Durchmesser der großen Rolle mit D1 bezeichnet ist. Nach dem Eintreten in das kryogene Fluid wird der Draht 12.in Richtung der Pfeile entlang der Außennut der Rolle 16 der Recktrommel 14 um die Rolle 16 geführt; er geht dann zur Außennut der Rolle 18 der Recktrommel 15. Der Draht läuft dann zwischen den Rollen 16 und 18 in den dafür vorgesehenen. Nuten hin und her, bis er.die inneren Nuten erreicht. Dabei wird er allmählich auf die Temperatur des kryogenen Fluids heruntergekühlt. Die auf den Draht 12 einwirkende Zugkraft baut sich durch Reibung allmählich auf, bis der Draht einen Punkt B der Innennut der Rolle 18 erreicht. Von dort aus geht er zu dem Punkt C der Innennut der Rolle 17 der Recktrommel 14 über. Da beide Recktrommeln mit der gleichen Winkelgeschwindigkeit rotieren, findet ein gleich-

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ORDINAL INSPECTED

- 36 -

lh

förmiges Recken statt. Der Betrag der Reckung ist gleich

—— . Nach dem Punkt C läuft der Draht weiter von der

Rolle 17 zur Rolle 19 von der Innennut zur Außennut ähnlich dem Fortschreiten entlang den Rollen 16 und 18. Dabei bewegt er sich allmählich zu den Außennuten, während die Zugkräfte abnehmen. Nach Durchlaufen der Außennut der Rolle 19 verläßt der Draht 12 den Behälter 10; er wird auf der Aufwickelspule 21 aufgenommen.

Bei den im folgenden erläuterten Beispielen enthalten alle Proben vor dem ersten Verformungsvorgang mindestens 95 Vol.% Austenit und vor der Tieftemperaturverformung mindestens 90 Vol.% Austenit.

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Beispiele 1 bis 31

Es wurde geglühtes Blech aus rostfreiem Stahl AISI 304 verwendet, der die folgende chemische Zusammensetzung hat:

Element

Gew. %

C	0,0555
S	O.O2O
P	O.O15
Mn	1 ,83
Si	O.75
Ni	8,90
Cr	18,5
Mo	0,42
Cu	0,42
V	O,O3
Zr	weniger als 0,03 ■
Ti	0,03
Al	weniger als 0,02
Fe	Rest

insgesamt

100,00

Das Glühen erfolgt auf herkömmliche Weise, indem das Material auf eine Temperatur zwischen 98O°C und 1150°C erhitzt und dann rasch abgekühlt wird.

Das Blech wird in Abschnitten von 305 mm χ 305 mm angelie-

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fert; die Dicke aller Abschnitte hat einen Nennwert von 1,52 mm. Proben werden entsprechend ASTM E8 ausgeschnitten, wobei die Zugachse parallel zu der Walzrichtung des Bleches verläuft. Fig. 5 zeigt die Form der Proben. Die Abmessungen gemäß Fig. 5 haben die folgende Größe:

A - innere Meßlänge und Markierungen 50,80 mm - 0,25 mm

B - äußere Meßlänge und Markierungen 76,2O mm - O,25 mm

C - Breite des Einspannabschnittes 50,80 mm

D - Länge des Einspannabschnittes 63,5O mm

E - Durchmesser der Bohrung für den 19,05 mm Einspannbolzen

F - Abstand der Kante von der Bolzen- 31,75 mm/25,40 mm bohrung

L - Gesamtlänge 228,60 mm

R - Radius der Schulterausrundung 12,7O mm W - Breite des Meßabschnittes 12,70 mm - O,25 mm

Die Proben werden bei 21 C (Vordehnung) und -196 C (zweiter Verformungsvorgang) auf einer elektrohydraulischen Testmaschine Gilmore Modell ST bei einer Verstellgeschwindigkeit der Einspanneinrichtung von ungefähr 2,5 mm/min bearbeitet. Die Belastung wird mittels einer Kraftmeßdose (Gilmore 20 0OO pound) gemessen. Bei 21°C erfolgt eine Messung der Längung mit Hilfe eines Dehnungsmeß-Extensometers Instron G-51-15, dessen Meßlänge 25,4 mm beträgt. Die Ausgangssignale für Last und Längung werden mittels eines Analogrechners

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- 3Ί -

in Spannung und Dehnung umgewandelt und während des Versuchs mittels eines X-Y-Schreibers aufgetragen. Bei -196 C wird die Dehnung dadurch ermittelt, daß die Längen zwischen den Meßmarken auf einer Probe vor und nach dem Verformen verglichen werden.

Die Verarbeitung bei -196 C erfolgt in einem isolierten metallischen Dewar-Gefäß, das derart mit flüssigem Stickstoff gefüllt ist, daß die gesamte Probe in ein Bad aus flüssigem Stickstoff eingetaucht ist. Die Alterungsbehandlung geschieht in einem Ofen vom Typ Lindberg Modell 59744 in Luft. Es wird angenommen, daß die während des Alterns eintretende Oberflächenoxydation der Proben die resultierenden mechanischen Eigenschaften nicht beeinträchtigt. Die Temperatur schwankt entlang der Längsabmessung der Probe um nicht mehr als -10 C von der voreingestellten Temperatur.

Die prozentuale Dehnung bei jeder Temperatur, d. h. 21 G und -196°C, die Dauer der Alterung bei 4OO°C in h und die' bei 21 ⁰C gemessenen endgültigen Eigenschaften sind in der Tabelle I zusammengestellt.

Im Falle der Beispiele 1 bis 8 ist keine Vordehnung (oder erste Verformungsstufe) vorgesehen. Bei den Beispielen 9 bis 33 wird mit Vordehnung gearbeitet.

Die Streckgrenze bei O,2 % Dehnung und die Zugfestigkeit

709823/077S

2
sind in N/mm angegeben, die Bruchdehnung ist in % angegeben

Im einzelnen sind diese Begriffe oben definiert.

Die genannten Volumenprozente an Martensit wurden durch ein quantitatives Röntgenstrahlbeugungsverfahren ermittelt. Der Rest (bis zum Gesamtwert von 100 %) ist als austenitisch zu betrachten. Andere Phasen oder Verunreinigungen machen nicht mehr als 1 Vol.% aus und bleiben vorliegend unberücksichtigt In allen Beispielen, bei denen der prozentuale Anteil von Martensit oder Austenit angegeben ist, besteht der zu 100 % fehlende Rest im wesentlichen aus der Phase (Martensit oder Austenit), für die kein Prozentsatz genannt ist.

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	Dehnung	bei 21 ^υ0	5	%	TABELLE	I	Altern	)
	0		bei -1			(h"
Beispiel	O		T6,	96°C	0
1	O		21	5	0
2	O		25		O
3	O		3O		O	5
4	O		16		1 ,	5
5	O		20		1 ,	5
6	O		25		1 .	5
, 7	30		30,		1,
8	3O		15	5	O
9	3O		19		O
1O	3O		22		0
11	3O		26		0	5
12	31 ,	5	15,		1 ,	5
13	3Ο	,5	19	5	1,	5
14	3Ο		23		1 ,	5
15	50		25		1 ,
16	51		14,		O
17	5Ο	16,	5	O
18	51	2O	5	O
19	5Ο	2O,		O
2O	51	25	5	O
21	50	24		O	5
22	50	16,		1 ,	5
23	50	19,	5	1-,	5
24	5Ο	23,	5	1 .	5
25	50	25,	5	1 ,	5
26	60,	27	5	1 ,
27	6O₁	24		O
28	6Ο	25		O	5
29	6Ο	22,		1.	5
3O		24	5	1 ,
31

O,2 %-Streckgrenze (N/mm²)

841 11Ο9 1419 1378 11Ο2 1419 1660 1764 1137 1357 1536 1667 1240 1778 1929 226Ο 1Ο61 13Ο9 1440 1481 1681 1654 1764 186Ο 2177 2225 2122 1612 1667 23Ο8 2212

	Beispiel	TABELLE I	(Fortsetzung)	25,	Martensit
	1	Zugfestigkeit		15,	%
	2	(N/mm²)	Bruchdehnung	1O,	74
	3	1213	bezogen auf	7,	83
	4	1323			89
	5	1474			93
	6	1461		4	56
	7	1226		2	74
	8	1447		1	83
	9	166O		8,	91
	10	1764		6,	75
	11	1412		IV)	83
--J	12	1488		1 ,	88
O	13	1578		1 ,	94
CD	14	1695		O,	61
OO	15	1592		1 ,	76
	16	184O		1	85
	17	1929	kleiner als		9O
O	18	2260		6,	67
	19	1426		4,	76
-a	2O	153O		3	83
	21	1585		1
	22	1626		1 ,	88
	23	1750		0,
	24	1702		0,	62
	25	1826		0,	73
	26	1977	kleiner als	0,
	27	2191	kleiner als	0,
	28	2225	kleiner als	1 ,	89
	29	2143	kleiner als	1 ,
	30	1695	kleiner als	O,	90
	31	1757		0,
	2315			87
	2239	kleiner als	% ■
	kleiner als	4 mm
	4
3
2 .





5
7
5
2
7
5
7


6
2


8
5
5
5
5
5
5 '
1
,5
,5

Beispiele 32 bis 35

Bei diesen Beispielen wird das gleiche Material wie in den Beispielen 1 bis 31 benutzt, mit der Ausnahme, daß das Blech eine Nenndicke von 4,37 mm hat. Aus dem Blech werden zwei große Proben ausgeschnitten, deren Form ähnlich derjenigen der Probe nach Fig. 5 ist. Der schmalere Meßabschnitt der Proben ist 76 mm breit und 203 mm lang. Diese Proben werden bei -196 C einachsig gereckt und anschließend eine Stunde lang bei 4OO C gealtert. Die Reckrichtung ist parallel zur Walzrichtung des Bleches ausgerichtet. Die Zugfestigkeit wird entsprechend dem ASTM-Verfahren E8 unter Verwendung von bolzenbelasteten Proben mit 50,8 mm Meßlänge bestimmt. Die Zugfestigkeiten bei 21°C sind für jede der beiden Proben in Tabelle II neben Beispiel 32 bzw. 33 angegeben.

Im Falle der Beispiele 34 und 35 werden zwei Proben aus geglühtem rostfreiem Stahl 304 in Form von 6,38 mm dicken Blechen jeweils in acht Stichen bei 21⁰C auf eine Dicke von 4,72 mm gewalzt, was einer einachsigen Formänderung von 30 % entspricht. Die Proben werden dann bei -196°C in zwölf Stichen auf eine Dicke von 4,09 mm gewalzt, was einer einachsigen Formänderung von 16 % entspricht. Die Zugfestigkeiten werden für jede Probe in der vorstehend genannten Weise gemessen; sie sind in Tabelle II neben Beispiel 34 bzw. 35 angegeben.

709823/077$

Die erfindungsgemäßen Proben der Beispiele 34 und 35 enthalten ungefähr 67 % Martensit und 33 % Austenit, während die bekannten Proben der Beispiele 32 und 33 ungefähr 85 % Martensit und 15 % Austenit enthalten.

Um die Bruchzähigkeit der verarbeiteten Proben zu ermitteln, werden daraus kompakte Zugproben hergestellt und dann eine Stunde lang bei 4OO°C gealtert. Die geometrische Form dieser Zugproben ist in Fig. 6 veranschaulicht. Die in Fig. 6 eingezeichneten Buchstaben haben die folgende Bedeutung und Abmessung in mm:

A = Höhe der Probe 50,80 mm

B = Gesamtbreite 53,98 mm

C - Breite bis zur Belastungslinie 42,60 mm

D = Kerbentiefe 22,23 mm .

E = Länge des Ermüdungsrisses 3,18 mm

F = Bruchligamentgröße 28,58 mm

G = Dicke zwischen 3,94 mm und 4,19 mm

H = Bolzendurchmesser 9,53 mm . .

X = wie veranschaulicht 11,68 mm

Y = wie veranschaulicht 11,68 mm

Z= C-F 14,02 mm

Die Kompaktzugproben werden so ausgerichtet, daß der Bruchweg senkrecht (LT) zu der Reck- oder Walzrichtung steht. Die Kurzbezeichnung LT bezieht sich auf das Verfahren gemäß

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ASTM E399 und gibt die Ausrichtung der Probe an. Der erste Buchstabe bezeichnet die Richtung der Belastung, während der zweite Buchstabe die Richtung der Rißausbreitung angibt. Alle Proben werden durch eine vorhergehende Ermüdungsrißbildung mit einer scharfen Kerbe versehen. Die Proben werden einer Spannungs-Spannungs-Belastung unter Verwendung einer sinusförmigen Beanspruchungswelle von 10 Hz ausgesetzt, bis der Riß von der eingearbeiteten Kerbe aus um 3,18 mm angewachsen ist, so daß ein nicht gerissenes Ligament (Band) von 28,58 mm Länge verbleibt. Der verwendete Spannungsintensitätsbereich beträgt 65 ksi inch (71,4 MPa Meter); typische Rißwachstumsgeschwindigkeiten liegen in der Größenordnung von 5 χ 10~ cm/Periode. Der R-Wert, der als das Verhältnis von Kleinst- zu Höchstlast definiert ist, beträgt 0,25.

Im Anschluß an die vorhergehende Ermüdungsriß.bildung wird jede Probe bis zum Bruch gezogen; die Last wird als Funktion der Verlagerung der Einspannung aufgezeichnet. Die Geschwindigkeit der Einspannbacken beträgt 127 mm/h. Anstelle eines aufsteckbaren Extensometers zur Messung der Rißöffnung wird ein linear verstellbarer Differentialwandler benutzt, der die Verlagerung des Lastbolzens mißt. Im übrigen wird das empfohlene Verfahren zur Bestimmung des Punktes der anfänglichen Rißausbre.itung entsprechend ASTM-Verfahren E399 benutzt. Die beobachtete Spannungsgröße, bei der die Ri'ßausbreitung beginnt, ist in Tabelle II unter "Bruchzähigkeit" angegeben. Die Werte sind nur Näherungswerte, da zur Messung

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der Rißöffnung kein Aufsteckextensometer benutzt wurde; infolgedessen sind sie als K und nicht als K bezeichnet.

Außer der Zugfestigkeit der Probe vor dem Versuch und der Bruchzähigkeit sind die Versuchstemperatur (für die Bruchzähigkeit) und die Bruchart (bestimmt durch visuelle Beobachtung) in Tabelle II zusammengestellt.

Zugfestigkeit Beispiel (N/mm²)

32

33

34

35

1419

1550

1688

TABELLE II	Bruchzähig keit K_e ksi/inch (MPa/Meter)	Bruchart
Versuchs temperatur (°c)	212 (233)	duktil
25	111 (122)	spröde
-196	2O6 (226)	duktil
25	185 (203)	teilweise duktil
-196

Die entsprechend dem bekannten einstufigen Tieftemperatur-' verformungsverfahren hergestellten Proben der Beispiele 32 und 33 lassen sich mit den Proben der Beispiele 34 und 35 vergleichen, die unter Anwendung des Verfahrens nach der Erfindung hergestellt wurden. Dabei wird die Probe des Beispiels 32 mit der Probe des Beispiels 34 verglichen, da beide bei 25 C geprüft werden. Entsprechend erfolgt ein Vergleich der Probe gemäß Beispiel 33 mit der Probe nach 3ei-

709823/0775

spiel 35, die beide bei -196 C getestet werden.

Die Zunahme der Zugfestigkeit bei der Probe 34 gegenüber der bekannten Probe 32 beträgt ungefähr 19 %, während die Bruchzahigkeit nur um ungefähr 2,8 % sinkt. Es zeigt sich also, daß die wesentliche Steigerung der Zugfestigkeit nur einen geringen Einfluß auf die Bruchzahigkeit hatte, während bei den bekannten Verfahren eine Zunahme der Zugfestigkeit für gewöhnlich eine entsprechende Verminderung der Bruchzahigkeit zur Folge hatte.

Während die Steigerung der Zugfestigkeit bei der Probe 35 gegenüber der bekannten Probe 33 gerade ungefähr 8,9 % beträgt, wird eine drastische Zunahme der Bruchzähigkeit um ungefähr 67 % erzielt; die Probe hat ihr Verhalten von spröde in teilweise duktil geändert.

709823/077 &

Beispiele 36 bis 44

Es wird geglühter Draht aus rostfreiem Stahl AISI 302 verwendet, der die folgende chemische Zusammensetzung hat:

Element	Gew.%
C	0,0?
S	Ο.Ο21
P	0,02
Mn	0,52
Si	O, 37
Ni	8,5
Cr	18,9
Mo	0,22
Cu	0,19
V	0,05
Zr	kleiner als 0,02
Ti	kleiner als O,01
Al	kleiner als O,O5
Fe	Rest

insgesamt

100,00

Das Glühen geschieht in herkömmlicher Weise, indem das Material auf eine Temperatur zwischen 980 C und 1150⁰C erhitzt und anschließend rasch abgekühlt wird.

Der Draht wird zunächst (mit Ausnahme des Beispiels 36) in

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herkömmlicher Weise bei 21 C gereckt, wobei eine gewisse Vordehnung angewendet wird; sodann erfolgt ein Recken unter flüssigem Stickstoff entsprechend dem oben erläuterten Vorgehen und unter Zuhilfenahme der beschriebenen und in den Figuren 1 und 2 veranschaulichten Vorrichtung. Der Draht jedes Beispiels wird dann auf konventionelle Weise zwei Stunden lang bei 400 C gealtert. Die Drahtanfangsdurchmesser, die prozentuale Vordehnung bei 21 C, die prozentuale Dehnung bei -196 C und die resultierende Zugfestigkeit sind in der Tabelle III angegeben. Der Martensitgehalt der in jedem der Beispiele verarbeiteten Drähte (mit Ausnahme des Beispiels 36) liegt bei mindestens 60 Vol.%.

	Draht durchmesser (mm)	TABELLE III	-196°C (%)	Zugfestigkeit (N/mm²)
Beispiel	0,69	Dehnung bei 21⁰C bei (°/o)	20,0	1757
36	O,63	0	20,0	1833 ·
37	3,18	2O,O	16,7	1791
38	3,02	21 ,4	20,6	1957
39	3,02	30,9	21 ,1	1922
40	2,97	31 ,1	18,4	1998
41	3,00	38,2	16,8	1998
42	2,87	38,2	21 ,4	2O74
43	2,77	42,6	20,3	2122
44	55,0

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Beispiele 45 bis 55

Diese Beispiele betreffen sowohl die Zugfestigkeit als auch die Torsionsstreckgrenze.

Die Torsionsstreckgrenze kann beispielsweise bei Draht in der Weise bestimmt werden, daß ein Drahtstück von endlicher Länge um größer werdende Winkel verdreht und beobachtet wird, wann eine erste dauernde Winkelverformung eintritt. Eine 2 %-Torsionsstreckgrenze ist als die Schubbeanspruchung definiert, die an der Drahtoberfläche auftritt, wenn dieser um einen . Winkel verdreht wird, der ausreicht, um zu einer 2 %igen dauerhaften Winkelversetzung zu führen.

Eine entsprechende Definition gilt für eine 5 %-Torsionsstreckgrenze. Es ist erwünscht, daß die Torsionsstreckgrenze von Draht, der für Federanwendungen verwendet wird, mit Bezug auf die Zugfestigkeit des Drahtes so hoch wie möglich ist.

Es wird geglühter Draht aus rostfreiem Stahl AISI 302 mit der gleichen Zusammensetzung wie im Falle der.Beispiele 36 bis 44 benutzt; das bei der Verarbeitung vorgesehene Vergütungsverfahren ist ebenfalls das gleiche. Nach dem Verformen werden alle Proben in herkömmlicher Weise bei 400°C gealtert. Das Recken oder Ziehen bei 21⁰C erfolgt auf konventionelle Weise. Das Recken bei -196°C geschieht unter flüssigem Stickstoff von -196°C entsprechend dem oben erläuterten

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265A702

- 4S -

Verfahren und der beschriebenen sowie in den Figuren 1 und 2 veranschaulichten Vorrichtung. Der Martensitgehalt aller bei -196°C verarbeiteten Proben beträgt mindestens 60 Vol.%.

Die Verarbeitung bei -196°C erfolgt in einem isolierten, metallischen Dewarbehälter, der mit flüssigem Stickstoff so weit gefüllt ist, daß die gesamte Probe in ein Bad aus flüssigem Stickstoff eingetaucht ist. Die Alterungsbehandlung wird mittels eines Ofens vom Typ Lindberg Modell 59744 in Luft durchgeführt. Es wird davon ausgegangen, daß die während der Alterung eintretende Oberflächenoxydation des Drahtes die resultierenden mechanischen Eigenschaften nicht beeinträchtigt. Die Temperatur entlang der Längsabmessung aller Proben schwankt um nicht mehr als -10 C von der voreingestellten Temperatur.

Die angegebenen Volumenprozentsätze an Martensit wurden durch ein quantitatives Röntgenbeugungsverfahren ermittelt. Der Rest (zur Bildung eines Gesamtwertes von 100 %) wird als austenitisch angenommen. Andere Phasen oder Verunreinigungen machen nicht mehr als 1 Vol.% aus und werden vorliegend nicht berücksichtigt.

Die Zugversuche werden für alle Beispiele entsprechend dem ASTM-Verfahren E8 durchgeführt; die Torsionsversuche erfolgen in der vorstehend beschriebenen Weise.

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Die Drähte der Beispiele 45, 46, 47 und 49 bis 54 zeigen eine ausreichende Verformungsfähigkeit, da sie ohne zu brechen um einen Dorn gewickelt werden können, dessen Durchmesser gleich dem Drahtenddurchmesser ist.

Die bei 21 °C durchgeführte Dehnung oder Formänderung erfolgt im Falle der Beispiele 45 und 49 bis 54 durch herkömmliches Recken, im Falle der Beispiele 48 und 55 durch konventionelles Ziehen bei voller Härte sowie im Falle des Beispiels 47 durch konventionelles Ziehen bei 1/4-Härte. Die bei -196 C durchgeführte Dehnung geschieht in allen Beispielen, mit Ausnahme der Beispiele 48 und 55, durch Recken. Im Beispiel 46 erfolgt keine Dehnung bei 21 C, während bei den Beispielen 48 und 55 keine Dehnung bei -196°C vorgesehen ist.

Die prozentuale Dehnung, der Drahtenddurchmesser, die Zugfestigkeit nach dem Altern, die Torsionsstreckgrenze nach dem Altern und das Verhältnis von Torsionsstreckgrenze zu Zugfestigkeit sind in der Tabelle IV zusammengestellt.

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	bei 21	°C	TABELLE	IV
Beispiel	2O		Dehnung {%) bei -1	96°C
45	O		20
46	mindestens 20		20
47	mindestens 75		2O
48	30,	9	0
49	31 ,	1	2O,	6
50	38,	2	21 ,	1
51	38,	2	18,	4
52	42,	6	16,	8
53	55,	O	21 ,	5
54	mindestens 75		2O₁	3
55		0.

Drahtenddurchmesser Zugfestigkeit

(mm)

(N/mm²)

O, 630 O, 686 O, 701 O, 686 3.O2O 3 ,01 2 3,012 2,990 2,883 2,779 2,997

1	833	957	853
1	764	922
1	86O	998
21 5O	998
1	2O74
1	2122
1	1
1

*» ■

TABELLE IV (Fortsetzung)

CD
CO
OD
NJ
CO

Beispiel

46

47

48

49

50

52

53

54

Torsionsstreckgrenze 2 %_o 5 %

(N/mnrr)

930

909

896

723

1O4O

916

985

951

1027

1130

744

1109 1061 1144

978 1247 1192 1261 1199 1282 1344

992

Verhältnis zwischen 2 % Torsionsstreckgrenze und Zugfestigkeit

O,51 O,52 0,48 0,34 ■ 0,53-O₁ 48 O,49 0,48 O,5O O,53 0,40

NJ CT)

CD NJ)

Claims

Ansprüche

1. Verfahren zum Verbessern der Festigkeits-Zähigkeits-Eigenschaften einer austenitischen Metallegierung aus der Grup-

• pe der rostfreien Stahllegierungen der Reihen AISI 200 und 300 sowie der Eisen, Mangan, Chrom und Kohlenstoff enthältenden nichtrostfreien Stahllegierungen, wobei die Legierung eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 1OO°C und eine Ms-Temperatur von nicht höher als ungefähr -100 C hat, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 1O % und einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md -50 C bis ungefähr Md +5O⁰C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von nicht mehr als ungefähr 10 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 90 Vol.% hat, wobei Md die Md-Temperatur der verformten Legierung ist, und daß das auf diese Weise erhaltene Material bei einer Dehnung oder Formänderung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur von nicht höher als ungefähr -75°C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.% hat.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Material anschließend bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 35O⁰C bis ungefähr 45O°C gealtert wird.

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ORIGINAL INSPECTED

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem ersten Verformungsvorgang die Dehnung oder Formänderung ungefähr 10 bis ungefähr 8O % betragt, daß bei dem zweiten Verformungsvorgang mit einer Dehnung oder Formänderung von ungefähr 1O bis ungefähr 6O % und einer Temperatur von unter ungefähr -100 C gearbeitet wird, sowie daß das Produkt des zweiten VerformungsVorganges eine Martensitphase von mindestens ungefähr 60 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.% hat.

4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Alterung bei einer Temperatur zwischen ungefähr 375 C und ungefähr 425 C durchgeführt wird.

5. Kristallines Mikrogefüge aus im wesentlichen einer rostfreien Stahllegierung der Reihe AISI 300 mit einer Martensitphase von mindestens ungefähr 50 Vol.% und einer Austenitphase von ungefähr mindestens 10 Vol.%, wobei die Zugfestigkeit der Legierung bei einem Martensitgehalt des Mikrogefüges von 50 Vol.% mindestens ungefähr 13OO N/mm beträgt und die Zugfestigkeit um mindestens

14 N/mm für jedes zusätzliche Prozent Martensit über 50 % zunimmt.

6. Mikrogefüge nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Martensitphase mindestens ungefähr 60 Vol.% und die

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Austenitphase mindestens ungefähr 1O Vol.% ausmacht.

7. Verfahren zum Verbessern der Festigkeits-Zähigkeits-Eigenschaften von draht- oder bandförmigem Material, das im wesentlichen aus einer rostfreien Stahllegierung der Reihe AISI 3OO besteht und eine Md-Temperatur von nicht höher als ungefähr 1OO°C und eine Ms-Temperatur von nicht höher als ungefähr -1OO°C hat, dadurch gekennzeichnet, daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung von mindestens ungefähr 10 % und einer Temperatur im Bereich von ungefähr Md -50 C bis ungefähr Md +50 C derart verformt wird, daß das Material eine Martensitphase von nicht mehr als ungefähr 10 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 90 Vol.% hat, wobei Md die Md-Temperatur der verformten Legierung ist, und daß das draht- oder bandförmige Material bei einer Dehnung von mindestens ungefähr 1O % und einer Temperatur von nicht höher als ungefähr -75°C derart einachsig gereckt· wird, daß das Material eine Martensitphase von mindestens ungefähr 5O Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 1O Vol.% hat.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Material anschließend bei einer Temperatur im Bereich von ungefähr 35O°C bis ungefähr 45O°C gealtert wird.

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9. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß bei dem Verformungsvorgang die Dehnung ungefähr 10 bis ungefähr 80 % beträgt, da8 bei dem Reckvorgang mit einer Dehnung von ungefähr 1O bis ungefähr 60 % und einer Temperatur von unter ungefähr -1OO C gearbeitet wird, sowie daß das Produkt des Reckvorgangs eine Martensitphase von mindestens ungefähr 60 Vol.% und eine Austenitphase von mindestens ungefähr 10 Vol.% hat.

10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Alterung bei einer Temperatur zwischen ungefähr 375⁰C und ungefähr 425°C durchgeführt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Material eine rostfreie Stahllegierung der Reihe AISI 300 ist.

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