EP1255873B1 - Federstahl vom maraging-typ - Google Patents

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EP1255873B1
EP1255873B1 EP01901158A EP01901158A EP1255873B1 EP 1255873 B1 EP1255873 B1 EP 1255873B1 EP 01901158 A EP01901158 A EP 01901158A EP 01901158 A EP01901158 A EP 01901158A EP 1255873 B1 EP1255873 B1 EP 1255873B1
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EP
European Patent Office
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spring steel
weight
strip
replaced
cerium
Prior art date
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EP01901158A
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EP1255873B9 (de
EP1255873A1 (de
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Hartwin Weber
Waldemar Döring
Gernot Hausch
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Original Assignee
Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Publication of EP1255873B1 publication Critical patent/EP1255873B1/de
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    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/909—Tube

Definitions

  • the invention relates to a high-strength, hardenable, corrosion-resistant spring steel of the maraging type.
  • maraging-type spring steels differ in principle from metastable austenitic or semi-austenitic steels due to their martensite temperature.
  • the martensite temperature is approximately at or below room temperature.
  • Such metastable austenitic or semi-austenitic steels are known, for example, from EP 0 210 035 A1.
  • the steels mentioned above require increased cold working to form deformation martensite. They have the decisive disadvantage that in the production of wires and tapes, the ductility is greatly reduced by the increased cold deformation before the actual curing. Particularly in the production of tapes, a so-called deformation texture is formed, which prevents isotropic formability. Under an isotropic formability is understood here and below that a comparable formability is given both parallel and perpendicular to the rolling direction.
  • JP-A-49 119 814 a high-strength, corrosion-resistant spring steel is known, the nickel and chromium in the range (2.5; 14), (10.2; 14), (7,3; 18) and ( 2.5, 18) on the (nickel, chromium) weight% diagram contains iron as the remainder.
  • JP-A-49 119 815 recommends at least one of the elements molybdenum, titanium, copper, tungsten and zirconium in a total proportion of less than 0.5% by weight. To harden beryllium contents greater than 0.3 wt .-% are recommended. It has been found that when using beryllium contents greater than 0.3 wt.% Even with the use of the learned titanium additions, the alloy could not be processed warm.
  • a high-strength, corrosion-resistant spring steel comprising 6 to 9 wt .-% nickel, 11 to 15 wt .-% chromium, 0 to 6 wt .-% copper and cobalt and a combination of molybdenum + 1/2 tungsten in the range of 0.5 to 6 wt% and beryllium in the range of 0.1 to 0.5 wt%.
  • this material is not safe to manufacture, because he is occasionally two-phase, that is, that in addition to martensite also contains high levels of ferrite. However, this ferrite content leads to undesirable mechanical properties.
  • a high ferrite content in the above-mentioned compositions can increase up to values of 60% and thereby lead to reduced lattice strain and thus to loss of hardness before or after curing.
  • the ferrite in the case of heat treatments in the unfavorable temperature range between curing and solution heat treatment, the ferrite can decompose into a brittle theta phase and into austenite, which then converts to martensite on cooling. This decay leads to major losses in ductility.
  • the martensite temperature is at the o.g. Compositions too low, e.g. Even at compositions with martensite temperatures, which were under normal conditions at approx. 100 ° C, a complete conversion of the austenite into martensite could not take place occasionally. It has been found that annealing temperature and duration and quench rate were critical processing parameters. This leads to very severe hardness drops in the cured state and significant quality fluctuations in production.
  • a austenitic cobalt-nickel-based superalloy is known.
  • the cobalt-nickel base alloy described therein is provided with hardening additives of beryllium and / or titanium and / or carbon in amounts of up to 5 wt .-%.
  • the alloys there are austenitic, so that their hardening relatively high beryllium concentrations are required because the solubility of beryllium in austenitic microstructure is relatively high.
  • the object is achieved by a high-strength, hardenable, corrosion-resistant spring steel of the maraging type, which is characterized - That the spring steel essentially from 6.0 to 9.0 wt% Ni 0.1 to 0.3% by weight of Ti 11.0 to 15.0% by weight Cr 0.2 to 0.3 wt.% Be Rest Fe consists, - That the spring steel has a martensite temperature M S > 130 ° C and - That the ferrite content of the spring steel c ferrite ⁇ 3%.
  • FIG. 6 shows a so-called "Schaeffler" diagram.
  • nickel content can be replaced by cobalt and up to 35% of the chromium content by molybdenum and / or tungsten.
  • the spring steel may contain up to 4% by weight of copper to provide i.b. to increase against pitting even further.
  • the spring steel may contain at least one of manganese, silicon, aluminum or niobium in individual proportions of less than 0.5% by weight.
  • the spring steel according to the invention has at least one of the elements carbon, nitrogen, sulfur, phosphorus, boron, hydrogen or oxygen in individual proportions of less than 0.1% by weight. If these proportions are exceeded, undesired carbide, boride or nitride precipitates occur, which adversely affect the physical properties of the material.
  • the spring steel contains up to 0.1% by weight of cerium or cerium metal as deoxidizing additive.
  • c ferrite [ 11 . 8th Si + 7 . 92 ( Cr + Not a word + 1 / 2 W ) + 15 . 84 Ti - 2 . 91 Mn - 5 . 83 ( Ni + 0 . 3 Co ) - 174 . 9 ( C + N ) - 77 . 08 ] ,
  • the ferrite content must not exceed 3%, otherwise it can lead to brittle theta phases or large hardness losses.
  • FIGS. 1 and 2 A comparison of the calculated to the determined values for the martensite temperature and the ferrite content is shown in FIGS. 1 and 2.
  • the alloys shown in Figures 1 and 2 are listed in their compositions in the following table. No. elements Ms-T (° C) Ferrite content (%) HV n. Aush.
  • the present alloys are typically made by casting a melt in a crucible or oven under vacuum or under an inert gas atmosphere. The melting temperatures are around 1500 ° C. Thereafter, a casting takes place in a mold. The cast ingots of the present alloys are then pre-blocked at a temperature of about 1000 ° C to 1200 ° C and then thermoformed into a ribbon at 900 ° C ⁇ T 1 ⁇ 1150 ° C. The low hot rolling temperatures are chosen to minimize the free-depleted edge zones. Thereafter, a first solution annealing (homogenization) of the strip, depending on the choice of annealing time at 850 ° C ⁇ T 2 ⁇ 1100 ° C instead.
  • a first solution annealing homogenization
  • the strip After cooling the strip to a temperature of T 3 ⁇ 300 ° C, the strip is cold worked and ground at a temperature approximately equal to room temperature with the aim of completely removing the free edge depleted zone. Thereafter, a second solution annealing at 850 ° C ⁇ T 5 ⁇ 1100 ° C takes place with the aim to obtain a fine-grained austenite microstructure.
  • the strip is subjected to a heat treatment at 400 ° C ⁇ T 6 ⁇ 550 ° C.
  • the heat treatment is carried out for 0.25 h to 10 h.
  • Solution heat treatment can be for one minute to six hours, and it can be quenched slowly; ie the quenching rate has a relatively small influence.
  • a second cold working takes place at a temperature approximately equal to room temperature.
  • the isotropic formability is not very affected by this because of the low solidification and texture formation of these maraging alloys treated here. Only the heat treatment at 400 ° C ⁇ T 6 ⁇ 550 ° C then follows the second cold forming.
  • spring elements were produced which had Vickers hardnesses HV> 590, very high strengths (strengths greater than 1900 N / mm 2 ).
  • the corrosion resistance was examined in the cured state by moisture and salt fog tests. At relative humidities of 90%, no corrosion attack was observed after 28 days at 50 ° C. Likewise, no corrosion attack was detected after a day of salt fog on the spring elements.
  • the cast was pre-blocked at a temperature of about 1200 ° C and then rolled into a ribbon at a temperature of about 1100 ° C.
  • the martensite temperature M S was about 156 ° C for the molten alloy.
  • the ferrite content c ferrite was 0.
  • the material was then cold rolled at room temperature and subjected to a second solution heat treatment again at 1000 ° C and then cold worked again at room temperature.
  • Figures 3 and 4 show the mechanical properties as a function of the cold working of the thus treated alloy before and after curing, which is carried out by a heat treatment. Elongation is a poor measure of ductility in these low-strength alloys. More meaningful are the bending radii before curing.
  • the values found are for the "heavy" direction, ie for the bending axis parallel to the rolling direction, reproduced in the figure 5 and linked to the strengths after curing and further compared with two alloys of the prior art.
  • the alloy according to the invention is here designated by the reference numeral 1, whereas the two prior art alloys are provided with the reference numerals 2 and 3.
  • the prior art Alloy 2 is a stainless spring steel 1.4310 (X12 Cr Ni 17 7) of the metastable austenite type.
  • Alloy 3 is the austenitic spring material Ni2Be, which is sold under the trade name Beryvac 520 by Vacuumschmelze GmbH.
  • the bending radii in the "easy" direction i. ie bending axis perpendicular to the rolling direction, have at least equivalent or even better values.
  • the subsequent curing takes place by means of a heat treatment for a period of two hours at a temperature of 470 ° C.

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Description

  • Die Erfindung betrifft einen hochfesten, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ.
  • Dabei handelt es sich um im lösungsgeglühten Zustand vollständig martensitische Legierungen, die durch eine Wärmebehandlung aushärtbar sind. Diese Legierungen weisen eine gute isotrope Umformbarkeit vor dem Aushärten aus. Nach dem Aushärten weisen diese Legierungen sehr hohe Festigkeiten, Härten, Biegewechselfestigkeiten sowie Relaxationsbeständigkeiten <300°C auf. Solche Legierungen sind beispielsweise aus der EP 0 773 307 A1 und aus der JP-A-49 119 814 bekannt.
  • Diese Federstähle vom Maraging-Typ unterscheiden sich prinzipiell von metastabilen austenitischen bzw. von semiaustenitischen Stählen durch ihre Martensit-Temperatur. Bei den metastabilen austenitischen bzw. semiaustenitischen Federstählen liegt die Martensit-Temperatur ungefähr bei/oder unter Raumtemperatur. Solche metastabilen austenitischen bzw. semiaustenitischen Stähle sind beispielsweise aus der EP 0 210 035 A1 bekannt.
  • Die eingangs genannten Stähle benötigen eine erhöhte Kaltverformung, um Verformungsmartensit zu bilden. Sie haben den entscheidenden Nachteil, daß bei der Herstellung von Drähten und Bändern die Duktilität durch die erhöhte Kaltverformung vor der eigentlichen Aushärtung sehr stark reduziert ist. Insbesondere bei der Herstellung von Bändern bildet sich eine sogenannte Verformungstextur aus, die eine isotrope Umformbarkeit verhindert. Unter einer isotropen Umformbarkeit wird hier und im folgenden verstanden, daß eine vergleichbare Umformbarkeit sowohl parallel als auch senkrecht zur Walzrichtung gegeben ist.
  • Gerade eine solche isotrope Umformbarkeit ist aber bei der Verwendung von Federstählen für Federelemente, die mehrere Funktionen gleichzeitig erfüllen sollen, zwingend erforderlich.
  • Aus der eingangs erwähnten JP-A-49 119 814 ist ein hochfester, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der Nickel und Chrom im Bereich (2,5; 14), (10,2; 14), (7,3; 18) und (2,5; 18) auf dem (Nickel;-Chrom)-Gewichts.-%-Diagramm enthält mit Rest Eisen. Für die Warmverarbeitung empfiehlt die JP-A-49 119 815 wenigstens eines der Elemente Molybdän, Titan, Kupfer, Wolfram und Zirkon in einem Gesamtanteil von weniger als 0,5 Gew.-%. Zur Aushärtung werden Beryllium-Gehalte größer 0,3 Gew.-% empfohlen. Es hat sich gezeigt, daß bei einer Verwendung von Beryllium-Gehalten größer 0,3 Gew.% auch unter Verwendung der gelehrten Titanzusätze die Legierung nicht warm verarbeitet werden konnte.
  • Aus der eingangs erwähnten EP 773 307 A1 ist ein hochfester, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der 6 bis 9 Gew.-% Nickel, 11 bis 15 Gew.-% Chrom, 0 bis 6 Gew.-% Kupfer und Kobalt sowie eine Kombination von Molybdän + 1/2 Wolfram im Bereich von 0,5 bis 6 Gew.-% und Beryllium im Bereich von 0,1 bis 0,5 Gew.-% enthält. Hier hat sich jedoch gezeigt, daß dieser Werkstoff nicht fertigungssicher ist, weil er fallweise zweiphasig ist, d.h., daß er neben Martensit auch hohe Anteile an Ferrit enthält. Dieser Ferritanteil jedoch führt zu unerwünschten mechanischen Eigenschaften. Zum einen kann ein hoher Ferritanteil bei den o.g. Zusammensetzungen bis zu Werten von 60 % ansteigen und dadurch zu reduzierter Gitterverspannung und damit zu Härteeinbußen vor bzw. nach der Aushärtung führen. Zum anderen kann der Ferrit bei Wärembehandlungen im ungünstigen Temperaturbereich zwischen Aushärtung und Lösungsglühen in eine spröde Theta-Phase und in Austenit zerfallen, der sich dann beim Abkühlen zu Martensit umwandelt. Dieser Zerfall führt zu großen Einbußen in der Duktilität.
  • Des weiteren liegt die Martensit-Temperatur bei den o.g. Zusammensetzungen fallweise zu niedrig, z.B. -40° C. Und selbst bei Zusammensetzungen mit Martensit-Temperaturen, die unter normalen Bedingungen bei ca. 100°C lagen, konnte fallweise eine vollständige Umwandlung des Austenit in Martensit nicht erfolgen. Dabei hat sich erwiesen, daß die Glühtemperatur und -dauer und die Abschreckgeschwindigkeit kritische Verarbeitungsparameter waren. Dies führt zu sehr starken Härteeinbrüchen im ausgehärteten Zustand und deutlichen Qualitätsschwankungen in der Fertigung.
  • Aus der CH-PS 320 815 sind des weiteren Federlegierungen bekannt, die bis zu 25 Gew.-% Chrom und bis zu 20 Gew.-% Nickel enhalten können. Die dort beschriebenen Legierungen können sowohl aus austenitisch, als auch ferritisch als auch martensitisch und auch in den Kombinationen von Austensit, Ferrit und Martensit vorliegen. Mit den dort beschriebenen breiten Legierungsfenstern können in der Regel keine mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine gute, reproduzierbare isotrope Umformbarkeit gewährleistet werden.
  • Ferner ist aus der CH-PS 265 255 eine austensitische Superlegierung auf Kobalt-Nickel-Basis bekannt. Die dort beschriebene Kobalt-Nickel-Basislegierung ist mit härtenden Zusätzen aus Beryllium und/oder Titan und/oder Kohlenstoff in Mengen von bis zu 5 Gew.-% versehen. Die dortigen Legierungen sind austensitisch, sodass zu ihrer Aushärtung relativ hohe Berylliumkonzentrationen erforderlich sind, da die Löslichkeit von Beryllium in austensitische Gefüge relativ hoch ist.
  • Ferner ist aus der DE-AS 1 186 889 ein Verfahren zur Einstellung von Texturen in ferritischen Legierungen bekannt.
  • Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen hochfesten, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ bereitzustellen, der leicht zu fertigen ist, so daß die hergestellten Stähle keine Qualitätsschwankungen aufweisen.
  • Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch einen hochfesten, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ gelöst, der dadurch gekennzeichnet ist,
    - daß der Federstahl im wesentlichen aus
    6,0 bis 9,0 Gew.-% Ni 0,1 bis 0,3 Gew.-% Ti
    11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr 0,2 bis 0,3 Gew.-% Be
    Rest Fe
    besteht,
    - daß der Federstahl eine Martensit-Temperatur MS > 130°C aufweist und
    - daß der Ferritgehalt des Federstahls cFerrit < 3 % beträgt.
  • Zur Veranschaulichung dieser erfindungsgemäßen Legierungsauswahl zeigt die Fig. 6 ein sogenanntes "Schaeffler"-Diagramm.
  • Typischerweise können bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt werden und bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram.
  • In einer Fortbildung der vorliegenden Erfindung kann der Federstahl bis zu 4 Gew.-% Kupfer enthalten, um die Korrosionsbeständigkeit i.b. gegen Lochfraß noch weiter zu steigern.
  • Der Federstahl kann wenigstens eines der Elemente Mangan, Silizium, Aluminium oder Niob in individuellen Anteilen von weniger als 0,5 Gew.-% enthalten.
  • Um einen qualitativ hochwertigen Federstahl zu erreichen, weist der erfindungsgemäße Federstahl wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Bor, Wasserstoff oder Sauerstoff in individuellen Anteilen von weniger als 0,1 Gew.-% auf. Werden diese Anteile überschritten, so kommt es zu unerwünschten Karbid,- Borid- oder Nitridausscheidungen, die die physikalischen Eigenschaften des Werkstoffs negativ beeinflussen.
  • In einer bevorzugten Ausführung enthält der Federstahl bis zu 0,1 Gew.-% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz.
  • Um die Komponenten für die Legierungsschmelze korrekt einzustellen, hat sich ergeben, daß die Martensit-Temperatur, die oberhalb 130°C gemäß der vorliegenden Erfindung liegen muß, durch Gleichung (1) angegeben werden muß: M S = [ 629 , 45 - 16 , 8   ( Cr + 1 , 2  Mo + 0 , 6  W ) - 24 , 5   ( Ni + 0 , 15 Co ) - 13 , 2  Mn - 11 , 2  Si - 670   ( C + N ) ] °C
    Figure imgb0001
  • Der Ferritanteil muß gemäß Gleichung (2)eingestellt werden in Gew.-%: c Ferrit = [ 11 , 8  Si + 7 , 92   ( Cr + Mo + 1 / 2  W ) + 15 , 84  Ti - 2 , 91  Mn - 5 , 83   ( Ni + 0 , 3 Co ) - 174 , 9   ( C + N ) - 77 , 08 ] .
    Figure imgb0002
  • Erfindungsgemäß darf der Ferritgehalt 3 % nicht übersteigen, da es sonst zu spröden Theta-Phasen oder zu großen Härteeinbußen führen kann.
  • Ein Vergleich der berechneten zu den ermittelten Werten für die Martensit-Temperatur und den Ferritgehalt ist den Figuren 1 und 2 zu entnehmen. Die in den Figuren 1 und 2 gezeigten Legierungen sind in ihren Zusammensetzungen in der folgenden Tabelle aufgeführt.
    Nr. Elemente Ms-T (°C) Ferrit-Anteil (%) HV n. Aush.
    Fe Ni Cr Mo Be Si Mn Ti N C
    1 Rest 7,75 12,20 5,00 0,25 0,08 0,22 0,27 114 15 640
    2 Rest 7,80 12,20 5,00 0,17 0,08 0,20 0,15 117 8 595
    3 Rest 7,00 11,60 5,00 0,24 0,08 0,21 0,30 142 5 640
    4 Rest 7,75 11,00 4,50 0,25 0,08 0,20 0,29 143 5 640
    5 Rest 7,40 11,60 4,60 0,25 0,08 0,19 0,29 143 11 640
    6 Rest 7,80 12,20 2,00 0,25 0,08 0,20 0,25 170 0 640
    7 Rest 7,80 12,20 0,00 0,25 0,08 0,20 0,25 214 0 640
    8 Rest 7,80 13,65 1,15 0,19 0,19 0,29 0,19 172 0 640
    9 Rest 7,80 13,95 1,35 0,20 0,38 0,47 0,29 0,024 0,020 132 0 640
  • Die Vickers-Härten der in den Figuren 1 und 2 gezeigten Legierungszusammensetzungen erreichten alle Vickers-Härten grö-ßer 590 nach einer zweistündigen Wärmebehandlung bei 470°C.
  • Die vorliegenden Legierungen werden typischerweise durch Gie-ßen einer Schmelze in einem Tiegel oder Ofen unter Vakuum oder unter einer Schutzgasatmosphäre herstellt. Die Schmelztemperaturen liegen dabei bei ca. 1500°C. Danach erfolgt ein Abguß in eine Kokille. Die Gußbarren aus den vorliegenden Legierungen werden dann bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C bis 1200°C vorgeblockt und dann zu einem Band bei 900°C ≤ T1 ≤ 1150°C warmverformt. Die niedrigen Warmwalz-Temperaturen werden gewählt, um die an freiem Be verarmten Randzonen zu minimieren. Danach findet ein erstes Lösungsglühen (Homogenisieren) des Bandes je nach Wahl der Glühdauer bei 850°C ≤ T2 ≤ 1100°C statt. Nach einem Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 ≤ 300°C wird das Band bei einer Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, kaltverformt und geschliffen mit dem Ziel, die an freiem Be verarmte Randzone vollständig zu entfernen. Danach findet ein zweites Lösungsglühen bei 850°C ≤ T5 ≤ 1100°C statt mit dem Ziel, ein feinkörniges Austenit-Gefüge zu erhalten.
  • In einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung findet nach dem zweiten Lösungsglühen eine Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C ≤ T6 ≤ 550°C statt. Die Wärmebehandlung wird 0,25 h bis 10 h vorgenommen. Das Lösungsglühen kann eine Minute bis 6 h erfolgen, und es kann langsam abgekühlt bzw. schroff abgeschreckt werden; d.h. die Abschreckungsgeschwindigkeit hat einen relativ geringen Einfluß.
  • In einer alternativen Ausführungsform der vorliegenden Erfindung findet jedoch zur Erzielung einer höheren Härte nach dem zweiten Lösungsglühen eine zweite Kaltverformung bei einer Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, statt. Die isotrope Umformbarkeit wird hiervon nicht sehr betroffen wegen der geringen Verfestigung und Texturausbildung dieser hier behandelten Maraging-Legierungen. An die zweite Kaltverformung schließt sich dann erst die Wärmebehandlung bei 400°C ≤ T6 ≤ 550°C an.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden Federelemente hergestellt, die Vickers-Härten HV > 590 aufwiesen, sehr hohe Festigkeiten (Festigkeiten größer 1900 N/mm2) aufwiesen.
  • Die Korrosionsbeständigkeit wurde im ausgehärteten Zustand durch Feuchtigkeits- und Salznebeltests untersucht. Bei relativen Luftfeuchtigkeiten von 90% wurde nach 28 Tagen bei 50°C kein Korrosionsangriff festgestellt. Ebenso wurde kein Korrosionsangriff nach einem Tag Salznebel an den Federelementen festgestellt.
  • Die Herstellung eines erfindungsgemäßen Federstahls wird nun anhand des folgenden bevorzugten Ausführungsbeispiels eingehend beschrieben:
    • Ausführungsbeispiel
  • Eine Legierung mit 7,8 Gew.-% Ni, 13,0 Gew.-% Cr, 1,0 Gew.-% Mo, 0,2 Gew.-% Si, 0,3 Gew.-% Mn, 0,25 Gew.-% Be, 0,2 Gew.-% Ti sowie Rest Fe wurde unter Vakuum erschmolzen und bei einer Temperatur von ungefähr 1500°C in eine Rundkokille abgegossen.
  • Der Abguß wurde bei einer Temperatur von ungefähr 1200°C vorgeblockt und anschließend bei einer Temperatur von ungefähr 1100°C zu einem Band gewalzt. Die Martensit-Temperatur MS lag bei der erschmolzenen Legierung bei ungefähr 156°C. Der Ferritgehalt cFerrit war 0.
  • Nach einem Lösungsglühen bei ungefähr 1000°C wurde das Material anschließend bei Raumtemperatur kaltgewalzt und einem zweiten Lösungsglühen bei wiederum 1000°C unterworfen und anschließend wiederum bei Raumtemperatur kaltverformt.
  • Die Figuren 3 und 4 zeigen die mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit der Kaltverformung der so behandelten Legierung vor und nach der Aushärtung, die durch eine Wärmebehandlung erfolgt.
    Die Dehnung ist bei diesen schwach verfestigenden Legierungen ein schlechtes Maß für die Duktilität. Aussagekräftiger sind die Biegeradien vor der Aushärtung.
  • Die gefundenen Werte sind für die "schwere" Richtung, d.h. für die Biegeachse parallel zur Walzrichtung, in der Figur 5 wiedergegeben und mit den Festigkeiten nach der Aushärtung verknüpft und des weiteren mit zwei Legierungen aus dem Stand der Technik verglichen. Die erfindungsgemäße Legierung ist hier mit dem Bezugszeichen 1 versehen, wohingegen die beiden Stand der Technik-Legierungen mit den Bezugszeichen 2 und 3 versehen sind. Die Legierung 2 aus dem Stand der Technik ist ein rostfreier Federstahl 1.4310 (X12 Cr Ni 17 7) des Typs metastabiler Austenit. Die Legierung 3 ist der austenitische Federwerkstoff Ni2Be, der unter dem Handelsnamen Beryvac 520 von der Vacuumschmelze GmbH vertrieben wird.
  • Die Biegeradien in der "leichten" Richtung, d.h. also Biegeachse senkrecht zur Walzrichtung, haben zumindest gleichwertige bzw. auch bessere Werte.
  • Aus der Figur 5 wird die Überlegenheit des Federstahls vom Maraging-Typ gemäß der vorliegenden Erfindung gegenüber den eingangs erwähnten metastabil austenitischen bzw. semiaustenitischen Federstählen deutlich.
  • Die anschließende Aushärtung erfolgt über eine Wärmebehandlung bei einer Zeitdauer von zwei Stunden bei einer Temperatur von 470°C.

Claims (9)

  1. Hochfester, aushärtbarer, korrosionsbeständiger Federstahl vom Maraging-Typ, mit isotroper Umformbarkeit wobei der Federstahl aus
    6,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, wobei gegebenenfalls bis zu 50% des Nickelgehaltes durch Co ersetzt sein können, Mo und/oder W ersetzt sein können,
    11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr, wobei gegebenfalls bis zu 35% des Chromgehaltes durch Mo und/oder Wersetzt sein können,
    0,1 bis 0,3 Gew.-% Ti
    0,2 bis 0,3 Gew.-% Be
    gegebenenfalls
    bis zu 0,1 Gew.-% Cer oder Cermischmetall
    bis zu 4 Gew.-% Kupfer
    wenigstens eines der Elemente Mangan, Silizium, Aluminium
    oder Niob in individuellen Anteilen von weniger als 0,5 Gew.-% wenigstens eines der Elemente C, N, S, P, B, H oder 0 in individuellen Anteilen von weniger als 0,1 Gew.-%
    Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
    wobei der Federstahl eine Martensittemperatur Ms = [629,45-16,8 (Cr+1,2MO+0,6W) -24,5 (Ni+0,15Co) - 13,2Mn - 11,2Si -670 (C+N) ] ≥ 130° C aufweist und der Federstahl einen Ferritgehalt  C Ferrit = [ 11 , 8 Si + 7 , 92   ( Cr + Mo + 1 / 2 W ) + 15 , 84 Ti - 2 , 91 Mn - 5 , 83   ( Ni + 0 , 3 Co ) - 174 , 9   ( C + N ) - 77 , 08 ] % < 3 %  aufweist .
    Figure imgb0003
    aufweist.
  2. Federstahl nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt ist.
  3. Federstahl nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram ersetzt ist.
  4. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Federstahl bis zu 0,1 Gew.-% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz enthält.
  5. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Federstahl bis zu 4 Gew.-% Kupfer enthält.
  6. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Federstahl wenigstens eines der Elemente Mangan oder Silizium in individuellen Anteilen von weniger als 0,5 Gew.-% enthält.
  7. verfahren zum Herstellen eines isotrop biegbaren Federstahlbandes mit einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
    gekennzeichnet durch
    folgende verfahreneschritte:
    a) Erschmelzen der Legierung unter Vakuum oder Schutzgas und anschließendes Gießen zu einem Gußblock;
    b) Warmverformen des Gußblockes zu einem Band bei 900°C ≤ T1 ≤ 1150°C;
    c) erstes Lösungsglühen des Bandes bei 850°C ≤ T2 ≤ 1100°C;
    d) Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 ≤ 300°C;
    e) Kaltverformen und Schleifen des Bandes zum Abtrag der Beryllium-verarmten Randzone;
    f1) zweites Lösungsglühen bei 850°C ≤ T5 ≤ 1100°C.
  8. Verfahren nach Anspruch 7,
    gekennzeichnet durch
    folgende weitere Verfahrensschritte:
    g) Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C ≤ T6 ≤ 550°C.
  9. Verfahren nach Anspruch 8,
    gekennzeichnet durch
    folgende weitere Verfahrensschritte:
    f2) zweites Kaltverformen;
    g) Wärmebehandlung bei 400°C ≤ T6 ≤ 550°C.
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