NO145140B - Fremgangsmaate til forbedring av styrke-seighetskarakteristika av legering. - Google Patents

Description

Oppfinnelsen vedrører en fremgangsmåte for forbedring av styrke og seighet av legeringer.

De kjemiske sammensetninger av metallegeringer

som oppfinnelsen vedrører er velkjente og innbefatter de legeringer som er oppført i "Steel Products Manual , Stainless and Heat Resisting Steels" publisert av American Iron and Steel Institute (AISI), Washington, D.C. i 1974 og betegnet

som austenittiske med den ytterligere forutsetning at disse legeringer i det minste til å begynne med har en Md-tempe-

ratur på ikke høyere enn ca. 100°C (dvs. pluss 100°C) og en Ms-temperatur ikke høyere enn minus 100°C. Det fremgår at AlSI-seriebetegnelsen 200 og 300 er av interesse her. Andre legeringer som omfattes her må igjen være austenittiske og ha de angitte Md- og Ms-temperaturer. Disse legeringer innbefatter visse mangansubstituerte ikke-rustfrie legeringer inneholdende jern, mangan, krom, karbon eksemplifisert av de legeringer angitt av DIN spesifikasjon X40 Mc Cr 18 og X40 Cr22 og omtalt på sidene 655 og 656 i Metallic Materials Specification Handbook publisert av E. og FN. Spon Ltd,

London 1972.

Uttrykket "austenittisk" innbefatter den krystallinske mikrostruktur av legeringen, som refereres til som austenittisk eller austenitt når minst ca. 95 volum% av mikrostrukturen har en flate-sentrert kubisk struktur. Slike legeringer kan omtales å være i det vesentlige eller hoved-sakelige i den austenittiske fase. Det er klart at legeringene som omfattes her er vesentlige i den austenittiske eller austenittfasen ved den temperatur hvor første deformeringstrinn utføres uansett det arbeide eller temperatur som tidligere er anvendt, f.eks. metall eller legering utsatt for det første deformeringstrinn kan tidligere være glødet og allikevel være vesentlig austenittisk når første trinn anvendes.

Den andre mikrostruktur som omtales her er en rom-sentrert kubisk struktur og refereres til som martensittisk eller martensitt. Når minst ca. 95 volum% av strukturen er martensittisk, anses legeringen hovedsakelig eller vesentlig i martensittfasen.

o

Mikrostrukturen kan selvsayt inneholde både en austenittfase og en martensittfase og foreliggende fremgangsmåte både med nensyn til omtale av tidligere teknikkens stand og foreliggende oppfinnelse er for å overføre i det minste deler av austenitt til martensitt og således forandre mikrostrukturen av den behandlede legering.

i«Id-temperaturen defineres som den temperatur hvor-over ingen martensittisk overføring vil finne sted uansett mengden av mekanisk deformasjon som utøves på metall eller l legeringer og kan bestemmes av en enkel og vanlig strekk-prøve utført ved forskjellige temperaturer.

Ws-temperaturen defineres som den temperatur hvorved martensittisk overføring begynner å finne sted spon-tant, dvs. uten utøvelse av mekanisk deformasjon. Ms-tempe-i råturen kan også bestemmes av vanlige prøver.

doen eksempler på Md-temperaturer er som følger:

301, 302, 304 og 304 L stål har i'ls-temperaturer under minus 19 6°C.

Som angitt er den deformasjon det refereres til

en mekanisk deformasjon og finner sted i området for plastisk deformasjon, som følger området for elastisk deformasjon. Den )er bevirket ved å utsette materialet for en påkjenning under dets elastiske grense tilstrekkelig til å forandre formen av hele eller deler av arbeidsstykket.

De fysikalske egenskaper som er relevant i henhold til foreliggende oppfinnelse innbefatter styrke og seignet. 5 Styrkeegenskapen kan lett bestemmes av en enkel uniaksial strekkprøve so» angitt i ASTM-standardmetode i^-8. Denne iaetode fremtrer i del 10 av 19 75 Annual Book av ZiSTM-standard puolisert av American Society for Testing and materials, Pniladelpnia, Pa. Resultatet av denne prøve på et material kan summeres ved å angi flytegrensen, strekkfastnet og total forlengelse av materialet: (a) flytegrensen er påkjenningen nvor materialet utøver en spesifisert begrenset avvikelse fra proporsjonaliteten mellom påkjenning og strekk. I foreliggende, beskrivelse bestemmes den begrensende avviking ved avsetnings-metoden med et spesifisert 0,2% strekk; (b) strekkfasthet er den maksimale strekkpåvirkning som materialet kan tåle.Strekk-fastheten er forholdet med maksimal belastning under en prøve ' utført til brudd og det opprinnelige tverrsnittsareal av prøven og (c) den totale forlengelse er økningen i målelengde av strekkprøvelegemet undersøkt på brudd uttrykt som prosent av opprinnelig målelengde. Det iakttas vanligvis at når flytegrenser og strekkfastheter av metallmaterialene er øket 'under metallurgiske prosesser minsker den totale forlengelse.

For at materialer skal være tilfredsstillende

for bruk i strukturer med høy påkjenning er det ikke bare viktig at materialet nar tilstrekkelig høy flytegrense og strekkfasthet, men også at materialet hindrer sprøhetsfeil.

3 I denne henseende har metallurgiske undersøkelser vist at skarpe slag kan konsentrere den påførte påkjenning til et materiale mange ganger og det er funnet at oppførselen av materialet under slike stresskonsentrasjoner av en påkjenning bestemmes ved en stor grad hvorvidt materialet er 5 av duktil eller sprø natur. Bruddseighet av et material er et mål for motstandsevnen til sprøhetsfeil i nærvær av skarpe slag. ASTM-spesifikasjon 12-399 omtaler en metode for bestemmelse av bruddseiahet av metallmaterialer ved en kompakt prøve av en skårs lagprøve og et på forhånd utmattningssprukket legeme. Resultatene angis med stressintensitetsfaktoren K csom er

et mål for spenningsfeltintensiteten av slaget av det ut-mattede ved slag under betingelser, hvor sprekking iakttas a begynne. Høye verdier av Kc indikerer god bruddseighet. Verdifull ekstra informasjon kan oppnås fra opptreden av 5 bruddoverflaten som omtales som hélt skrå når bruddmåten

er duktil og flat når bruddmåten er sprø. Bruddseighet av rullede arkmetall avhenger vanligvis av retningen av

utbredning av slaget i forhold til valseretningen. Her benyttes ASTM 13-399-metoden for å indikere sprekkplanorientering.

Formen eller utseende av materialet hvortil tidligere teknikk og foreliggende oppfinnelse er rettet er ikke avgjørende. En hvilken som helst form kan benyttes som plater, ark, strimler, folier, barrer, wire, staver, smi-jernsblokk, bjelker og flere andre former, alle fremstilt og behandlet véd vanlig teknikk.

Det er funnet at deformasjonen av metallene oy ) legeringene som er omtalt ovenfor ved kryogene temperaturer, vanligvis for flytende nitrogen (ca. minus 196°C), forbedrer strekkstyrken av materialet merkbart, dvs.-kryogen-dannelsen av glødet AISI 304 rustfritt stål ved minis 196°C uten vanlig aldring var i stand til å tilveiebrinye en 5 strekkstyrke på 240.000 psi (1654 Mpa) og ved vanlig aldring en strekkstyrke på 280.000 psi (1930 Mpa) , en forbedring over ubehandlet, glødet AISI 304 rustfritt stål, som har en gjennom-snittlig tensilstyrke på 84.000 psi (579 Mpa.) . Ved analyse

■av det eldede kryogendannede rustfrie stål ble det videre 3 funnet at dets mikrostruktur var. vesentlig martensittisk. Dahøyt martensittinnhold tenderer til å bevirke spirøhet og lav seighet, ble det hurtig funnet at tidliyere kryogen-danhelsesteknikk, enskjønt det forbedrer strekkstyrken, gir materialet en'relativt sprø tilstand med tilsvarende lav ;duktilitet. I lys av det faktum at egenskaper er relative, bragte noen materialanvendelser ingen problemer, for andre anvendelser derimot var manglene tydelige.

Anvendelser hvor den høye styrke-seighet kombina-. sjon er en forutsetning er eksemplifisert ved trykkar. Høy-)styrkematerialer muliggjør konstruksjon av ønskelig kar med liten vekt. Imidlertid bør slike kar ikke smadres når de brister under pneumatiske fyllingsbetingelser. Dette krever materialer med høy bruddseighet. iit annet eksempel er spiralfjærer som far forlenget levetid krever materialer med 5høy styrke og en lav følsomhet mot skråslay eller sprekker.

Denne iakttagelse vedrører styrke og seighet med hensyn til tidligere kjente kryogendannede legeringer sammen med den konstante tidligere opptatthet av den metallurgiske industri med forbedrinyer av fysikalske egenskaper av metaller og legeringer generelt og behovet for høy styrke-seighets-kombinasjon i en rekke anvendelser førte til slutninger at det var benov for forbedringer langs disse spesielle linjer.

iin hensikt med foreliggende oppfinnelse er derfor å tilveiebringe en forbedring i kjente kryogendannelsesprosesser, idet det oppnås styrker minst så store som ved tidligere teknikk, men samtidig oppnås seiyhetsverdier som er høyere enn det som var mulig å oppnå med teknikkens stand i kombinasjon med høy styrkefaktor.

Andre hensikter og fordeler vil fremgå av det

følgende.

Oppfinnelsen vedrører en fremgangsmåte som ikke bare utligner, men uventet og markert forbedrer strekkstyrken i oppnådd ved kjente kryogendannelsesprosesser i kombinasjon med oppnåelse av høyere seighetsverdier for den tilsvarende styrkefaktor, idet det benyttes en legering hvis sammensetning består vesentlig av rustfri stållegering av AISI 300-serien og som har en Md-temperatur på ikke høyere enn 100°C og en ) Ms-temperatur på ikke høyere enn -100°C omfattende følgende trinn: a) deformering av legeringen ved en formendring på minst 10% ved en temperatur i området fra Md -50°C til Md +50°C,

idet Md-temperaturen er den temperatur ved hvilken legering-5 en undergår deformasjonen, således at det i legeringen oppnås en martensittfase på ikke mer enn 10 volum% og en austenittfase på minst 90 volum% og b) videre en deformering av legeringen ved en formendring på minst 10% og en temperatur ikke høyere enn -75°C, således at legeringen har en marten-jsittfase på minst 50 volum% og en austenittfase på minst

10 volum%, idet fremgangsmåten er karakterisert ved at deformeringen av legeringen i form av tråd eller bånd i trinn

b) utføres ved å strekke tråden eller båndet uniaksialt. Strekket eller deformeringen anvendt i trinn a)

5vil bli referert til som "predeformering", mens deformering anvendt i trinn b) bare refereres til som deformasjon eller andre-trinn-deformasjon.

iindelig optimering av styrkeegenskapen oppnås ved å utsette metallegeringen til vanlig aldring ved en temperatur i området på ca. 350°C til ca. 450°C.

Ved anvendelse av vanlig analytisk teknikk, som røntgenstrålediffraksjon og elektronmikroskopi av rustfrie stållegeringer av AISI 300-seriene behandlet ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen med aldring iakttas at en ny aldret krystallin mikrostruktur er tilstede med samråe kjemiske sammensetning som opprinnelig benyttet (uten hensyn til over-1 flate-forurensninger) og har en martensittfase på minst ca. 50 volum% og en austenittfase på minst ca. 10 volum% og hvori strekkstyrken av legeringen er minst 190.000 psi (1300 Mpa), hvor mikrostrukturen innenolder 50 volum% marten-sit og strekkstyrken øker ved minst ca. 2000 psi (14 Mpa) 'for hver ekstra prosent martensitt over 50%. . Igjen optimeres styrken fortrinnsvis ved å utsette den strukkede wiren eller strimmelen for vanlig aldring ved en temperatur i området på ca. 350°C til ca. 450°C.

Tegningens figurer 1 og 2 viser skjematisk side-5 oppriss av apparatet og delvis tverrsnitt av apparatet, som kan benyttes til å utføre strekktrinnene angitt ovenfor. Figurene 3 og 4 er mikrofotografier ved 2000 ganger forstørrelse av den krystallinske mikrostruktur av materialet. Figur 5 viser skjematisk av en prøve kuttet fra en legering og benyttet i visse av eksemplene. Figur 6 viser skjematisk en annen prøve benyttet for bruddseighetsprøvning i visse av eksemplene.

Beskrivelse av den foretrukne utførelsesform:

) Legeringen hvorpå fremgangsmåten anvendes er angitt ovenfor og er som angitt vanlig. Den eneste forhold-regel er at når det første deformasjonstrinn er anvend opp-fyller definisjonen av austenitisk og deres Md-temperatur er ikke høyere enn ca. 100°C og Ms-temperaturen ikke høyere 5 enn ca. minus 100°C.

Deformasjonen er mekanisk og finner sted i området for plastisk deformasjon.

Den mekaniske deformasjonsteknikk som kan benyttes bade i første og andre deformasjonstrinn igjen er vanlig såvel som apparatet benyttet for utføring av disse teknikker, som f.eks. innbefatter valsing, smiing, strekking, trekking, spinning, bøying, senkesmiing, hydroforming, eksplosiv form-ing og valseforming. Det vil lett kunne finnes av fagfolk på metallurgisk område hvilket apparat som kan benyttes for de forskjellige teknikker, som spenner fra enkel strekking til de mest komplekse mekaniske deformasjonsoperasjoner.

Deformasjonen må selvsagt være tilstrekkelig

for å tilveiebringe den angitte prosent av martensitt og austenitt som først bestemmes av vanlig analytisk teknikk, som røntgenstrålediffraksjon eller magnetiske målinger og derpå på basis av utøverens erfaring med forskjellige legeringer med deformasjon i de angitte temperaturområder. For mer nøyaktig å definere deformasjon har den blitt angitt i uttrykk med strekk, enskjønt strekken eller deformasjonene som opptrer under prosessdeformasjoner vanligvis er mer kom-pleks enn de som opptrer under en enkel strekkprøve, er det funnet at for materialer hvorpå oppfinnelsen anvendes, kan forsterkningseffektene som opptrer under komplekse deform-asjoner vurderes fra de iakttatte forsterkningseffekter under en enkel strekkprøve ved anvendelse av prinsippet med "ekvivalent uniaksial" deformasjon eller "effektiv" deformasjon som angitt f.eks. i "Mechanical Metallurgy" av G.E. Dieter,Jr., publisert av McGraw-Hill Book Company (1961),

på side 66.

Minimumsstrekket i første deformasjon er minst ca. 10%. Det er ingen øvre grense for strekkstørrelse unntatt den praktiske, idet ved et visst punkt blir forandringen i mikrostruktur og styrke-seighets-egenskaper minimale og selvsagt er det en grense med hensyn til brudd av materialet. I et hvert tilfelle er det antatte strekk- eller deformasions-område i første trinn fra 10 til 80% og fortrinnsvis 20 til 60%.

ijom angitt er utgangs lege ring en som anvendes i prosessen minst ca. 90 volum% austenitt og resten martensitt.

Under deformasjonen i første trinn (eller prestrekk), kan legeringen endres lett fra et rnikrostrukturelt synspunkt, således at 0 til 10 volum% er i martensittfase og 90 til 100 volum% er 'i austenittfase. Og det er fortrinnsvis 0 til 5 volum% martensitt og 95 til 100 volum% austenitt.

Predeformasjonstrinnet føres ved en temperatur

i området på ca. Md minus 50°C til ca. Md pluss 50°C, idet Md-temperaturen er denne for legeringen som undergår deformasjon, eksempelvis hvor Md-temperaturen er 43°C, vil Md minus 50°C tilsvare 7°C og Md pluss 50°C vil tilsvare 93°C. De angjeldende legeringer er ansett stabile, dvs. austenittisk stabile ved første trinn temperaturer enskjønt de undergår forandringene angitt ovenfor når de utsettes for deformasjon.

Annet deformasjonstrinn er tilsvarende første deformasjonstrinn, forsåvidt når det gjelder deformasjon eller strekk. Igjen må tilstrekkelig strekk anvendes for å tilveiebringe de angitte prosenter av martensitt og austenitt, først bestemt av vanlig analyse og deretter med hensyn til utøverens erfaring. Minimumsstrekk eller-deformasjon anvendt i annen deformasjon er minst ca. 10%.

Her er det heller ingen øvre grense for prosent strekk unntatt praktiske deri at forandringer i mikrostruktur og styrke-seighets-egenskaper tenderer til å bli minimale og der er en grense av brudd av materialet. Det antatte strekkområde er ca. 10 til ca. 60% og er fortrinnsvis ca. 20 til ca.

40%.

Det er klart for fagfolk på området at strekk-behovet, dvs. minst ca. 10% strekk i første og annet deformasjonstrinn refererer til et strekk påført på hele eller en hvilken som helst del av arbeidsstykket. Selvsagt vil fordelene ved prosessen bare finnes i det området hvor det minimale strekk på minst 10% er påført. Dette er spesielt viktig ved komplekse former, eksempelvis trykker eller sylindere som har diskontinuiteter med sveisepunkter eller i et hvilket som helst annet arbeidsstykke som har en diskontinuitet eller mangel på grunn av designkonstruksjon eller begge som tilveiebringer et innebygget eller iboende lokal strekk-konsentrasjon i visse områder av arbeidsstykket. Det er funnet at i disse tilfeller at et strekk på mindre enn 10% og så lavt som 2 eller 3% påført på hele arbeidsstykket vil resultere i et strekk på minst ca. 10% i området eller områdene for diskontinuitet eller mangler og derfor kan fordelene ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen lokaliseres hvor dette er ønskelig, da denne fremgangsmåte kan benyttes til å oppgradere de mest utsatte områder av arbeidsstykket for å tilveiebringe enhetlighet i de fysikalske egenskaper gjennom arbeidsstykket. Herav følger at hvor strekk på minst 10% eller høyere påføres til hele arbeidsstykket selv høyere strekk vil resultere ved disse diskontinuiteter, alt til fordel for teknikeren som har å imøtekomme spesi-fikasjoner for spesifikke anvendelser hvor uniformitet ikke er foreskrevet.

Temperaturen hvor annet deformasjonstrinn ut-føres er mindre enn minus 75°C og er fortrinnsvis mindre enn minus 100°C. Disse temperaturer kan oppnås ved å ut-føre annet trinn i flytende nitrogen (kokpunkt minus 196°C), flytende oksygen (kokepunkt minus 183°C), flytende argon (kokepunkt minus 186°C), flytende neon (kokepunkt 246°C), flytende hydrogen (kokepunkt minus 252°C) eller flytende hel-ium (kokepunkt minus 269°C). Flytende nitrogen foretrekkes. En blanding av tørris og metanol, etanol eller aceton har

et kokepunkt på ca. minus 79°C og kan også benyttes. Jo lavere temperaturen er, jo mindre strekket nødvendig for hver prosent av forbedring i strekk-styrke. Det skal bemerkes at deformasjonen innfører energi i materialet og dette bevirker en økning i temperatur som kan slutte opp i området over ca. minus 75°C. Dette vil ikke påvirke fremgangsmåten

forutsatt at betingelsene av annet trinn deformasjon utføres før temperaturstigning. Videre kan avkjøling til de. angitte lave temperaturer finne sted før eller samtidig med deformasjonen jo nærmere disse tidspunkter er hverandre, desto hurtigere og følgelig mer økonomisk er fremgangsmåten.

Under annet deforraasjonstrinn endres mikrostrukturen av metallet eller legeringen merkbart, således at til slutt 50 volum% er i martensittfase og minst 10 volum% i austenittfase. Det foretrukkede området ligger i området fra 60 til 90 volum* martensitt og 10 til 40 volum* austenitt. Det antas at det høye austenittinnhold bidrar til seighet av det benandlede materiale.

I denne beskrivelse antas mikrostrukturen av utgangs lege ringen og av produktene av forstrekk, kryogendann-else og aldring og består vesentlig av austenitt og/eller martensitt i de tidligere angitte prosenter. Andre faser som er tilstede er ikke av interesse her, da slike faser, nvis de overhodet er tilstede, er mindre enn 1 volum% og har liten eller ingen effekt pa legeringens egenskaper.

Det skal bemerkes at områdene hvori strekkpro-senten for første og annet trinn ligger, overlappes. En-skjønt prosentene kan være like foretrekkes at forholdet mellom forstrekk til annet trinn strekk ligger i området fra 1:1 til 3:1.

Etter annet trinn utsettes legeringen fortrinnsvis for aldring for å optimere styrken. Aldring utføres på vanlig måte ved en temperatur i området fra 350°C til 450°C og fortrinnsvis i området fra 375°C til 425°C. Aldringstid kan variere fra 30 minutter til 10 timer og ligger fortrinnsvis i området fra 30 minutter til 1\. time. Vanlig undersøkelse benyttes her for å fastslå temperatur og tid, som gir nøyest strekkstyrke og flytegrense. Det skal bemerkes at alaring tenderer til å forbedre flytegrensen mer enn strekkstyrken og for legeringen å nå det høyeste styrke-nivå kan utføres til et punkt hvor flytegrensen nærmer seg strekkstyrken.

Det er tidligere påpekt at en ny og ensartet mikrostruktur fremkommer ved anvendelse av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen på rustfrie stållegeringer av AISI 300-serier. Denne mikrostruktur aldres og består vesentlig av en martensittfase på minst ca. 50 volum% og en austenittfase på minst ca. 10 volum% og legeringen har en strekkstyrke på ca. 190.000 pund/kvadrattommer, hvor mikrostrukturen inneholder 50 volum% martensitt og strekkstyrken øker minst ca. 2000 pund/kvadrattommer for hver ekstra prosent av martensitt over 50% (190.000 psi = 1.300 Mpa og 2000 psi = 14 Mpa).

En foretrukket eldet mikrostruktur består vesent-

lig av minst 60 volum% martensittfase og minst 10 volum%

av en austenittfase, idet legeringen har en strekkstyrke fra 210.000 psi til 260.000 (1971 Mpa) psi hvor mikrostrukturen inneholder 60 volum% martensitt og 270.000

til 325.000 (2239/ Mpa) hvor mikrostrukturen inneholder 90% martensitt.

Den angitte mikrostruktur er en som har hatt

vanlig aldring som angitt ovenfor påført.

Figur 3 er et optisk mikrofotografi ved for-størrelser 2000 ganger av en mikrostruktur fremstilt ifølge oppfinnelsen. Legeringen er MSI 302. Etter en vanlig glødebenandling strekkes stålet 20% ved Vcerelsestemperatur, deretter strukket 20% ved minus 196°C og endelig aldret en og en halv tim- ved 400 Martensittinnholdet er omtrent 75 vo1uiti%.

Figur 4 er et optisk mikrofotografi ved 2000

ganger forstørrelse fremstilt ifølge en tidligere kjent kryogendannelsesteknikk. Legeringen er AISI 302. Etter en vanlig- glødebenandling strekkes stålet 20% ved minus 19.6°C

og aldres 1% time ved 400°C. Martensittinnholdet er omtrent 75 volum%.

Fagfolk vil se strukturforskjellene mellom mikrostrukturen oppnådd i henhold til oppfinnelsen Ifig. 3)

og mikrostrukturen oppnådd ifølge teknikkens stand (fig. 4.) . Martensittlektene oppnådd i henhold til oppfinnelsen er vanligvis kortere, er mer buet og fremtrer mer "dendrittisk", mens martensittlektene på fig. 4 er lengre, rettere og danner næringsbånd langs krystallografiske orienteringer.

Den mest avgjørende forskjell, enskjønt tyde-

ligvis avhengig av mikrostrukturen, er ikke definert fullstendig i uttrykk rned struktur, men mer i uttrykk med en viktig egenskap i forhold til mikrostrukturen, dvs. at strekkstyrke for hver prosent martensitt i legeringer er høyere enn tidligere kjent.

Som tidligere nevnt vedrører et trekk ifølge oppfinnelsen og en spesiell anvendelse av fremgangsmåten en fremgangsmåte for forbedring av strekkstyrke og seighet av wire eller strimler, idet sammensetningen i det vesentlige består av en austenittisk rustfri stållegering av AISI 300-serier med en 1-ld-temperatur på ikke høyere enn ca. 100°C og en i-is-temperatur på ikke høyere enn minus 100°C og karakterisert ved følgende trinn: a) Deformering av wiren eller strimlen ved et strekk på minst 10% og ved en temperatur i området fra Md minus

50°C til Md pluss 50°C, idet Ms-temperaturen er den av legeringen som undergår deformering på en slik måte at wiren elléi<f> strimlen har en martensittf ase på ikke større enn 10 volum% og en austenittfase på minst 90 volum% og

b) strekking av wiren eller strimlen uniaksialt ved et strekk på minst ca. 10% og ved en temperatur ikke høyere

enn minus 75°C, således at wiren eller strimlen har en martensittfase på minst 50 volum* og en austenittfase på minst 10 volum%.

Strekkstyrken, som nevnt ovenfor, blir fortrinnsvis optimert ved å utsette den strukkede wire eller strimmel for vanlig aldring ved en temperatur i området fra 350°C

til 550°C.

Fremgangsmåten omtalt ovenfor innbefatter selvsagt at de forskjellige foretrukkede områder og mikrostruk-turer er anvendelige på strekkprosessen og skal ikke gjen-tas .

Det skal understrekes imidlertid at denne fremgangsmåte som kombinerer fornåndsstrekk og lav temperatur-deformasjon er en forbedring over strekking av wire eller strimler ved lave temperaturer, som i seg selv har fordelene med å tilveiebringe en nøyere strekkstyrke, uavhengig av wirediameteren eller strimmeltykkelse, enn trekking eller valsing ved lave temperaturer hvor strekkstyrke står

i strengt forhold til diameter eller tykkelse, dvs. jo større diameteren eller tykkelsen er, jo lavere er strekkstyrken, forbedret torsjonsresultat og eliminering av behov for smøremidler.

Strekking er definert som en deformasjon for arbeidsstykket, hvori en dimensjon, kalt den longitudinelle retning er meget større enn de to andre dimensjoner, f.eks.

wire eller strimler. Denne deformasjon omfatter å påføre krefter i den longitudinelle retning, således at vesentlig hele tverrsnittet av arbeidsstykket er under ensartet strekkspenning under deformasjonen. Strekkspenningen er av tilstrekkelig størrelse til å indusere permanent plastisk deformasjon i arbeidsstykket, anvendelsen av strekk omtales i uttrykket av prosent strekk. Da uttrykket "strekking"

slik det benyttes her er i motsetning til andre deformasjons-prosesser, som trekking og valsing, som innbefatter multiaks-iale tilstander av strekk har uttrykket "strekking... uniaksialt" blitt benyttet for ytterligere å markere forskjell-

en som fagfolk vil gjenkjenne som den longitudinelle forlengelse av en wire, trekking gjennom en dyse opptrer under innvirkning av kompresivt trekk i retning på tvers av trekk-retningen i tillegg til strekkspenning i trekk eller longi-tudinell retning.

'x'o forråer av materialer er av spesiell interesse

i foreliggende strekkprosess på grunn av deres karakter-istiske dimensjoner, dvs. den longitudinelle retning er meget større enn de to andre dimensjoner. Disse former er wire og strimler som har disse felles dimensjonskrakter-istika. Det er påpekt at annet trinn omtalt her er et ikke trekk og en ikke valsetrinn for å oppfylle viktigheten

av uniaksial strekking og å utelate teknikker hvor arbeidsstykket ikke blir jevnt strukket, dvs. hvor ytterdelen strekkes sterkt, mens kjernedelen strekkes i en meget

mindre grad og således begrenser strekkstyrken av den

trukkede wire eller valsede strimmel til den hvor den ytre del faller sammen eller brister. Denne feil i den trukne

wire fører til ytterligere problemer i en spesiell anven-

else, dvs. for springfjærer, hvor formbarhet er av spesiell 'interesse. I dette tilfelle må den ytre del være tilstrekkelig auktil for a motstå sammenbretning uten brudd rundt en dor mea en diameter minst tilsvarende wirens diameter, men

uheldigvis bevirker den foretrukne arbeidsherdning av ytter-

delen under trekking at ytterdelen blir mer sprø og mindre duktil og således nedsettes formbarheten. Lavtemperatur-strekkprosessen har vist seg å ha forbedret strekkstyrke og formbarhet, såvel som torsjons- og utmattelsesegenskaper. Prestrekktrinnet forbedrer videre strekkstyrke og seighet

av wire og strimmel og således optimerer disse materialer for kommersielt bruk.

Som for den generelle fremgangsmåte omtalt oven-

for kan denne fremgangsmåte utføres ved å benytte vanlig apparatur. Første trinns deformasjon kan utføres ved vanlig trekking eller valsing i det definerte temperaturområdet under det-altså ovenfor definerte strekk, idet wiren eller strimlen selvsagt er vesentlig austenittisk, glødet eller ikke som ønsket. Andre typer av deformasjon kan også påføres for å fullføre prestrekk. Ingen spesiell oppnåelse i strekk-

styrke er nødvendig i dette trinn. I ethvert tilfelle den er begrenset ved kombinasjon av materialer, strekk og temperatur som benyttes i trinnet.

Annen trinns deformasjon må utføres i det fore-skrevne temperaturområdet, dvs. ved en temperatur mindre enn minus 75°C og det bestemte strekk må oppnås ved strekk-

ing for å oppnå alle fordeler ved dette trekk ifølge oppfinnelsen. Forøvrig kan vanlig teknikk og apparat igjen

benyttes for å utføre trinnet.

En form for apparat som er anvendelig i utføring

av annet trinns strekking hvor wiren er arbeidsstykket, og fremgangsmåten benyttes i forbindelse hertil kan beskrives som følger under henvisning til figurene 1 og 2. Fremgangsmåten utføres i en isolert tank 10 fylt til et visst nivå

ti med en kryogen væske som flytende nitrogen, idet fluidum-mengden er således at den fullstendig dekker strekkoperasjonen. Den fornåndsstrukkede wire 12 mates fra en matningsspole 13

inn i tanken 10 og føres rundt et par trekkvalser 14 og 15,

isoin er roterbart anordnet i tanken 10 under fluidumover-

flaten. De to. trekkvalser er identiske og begge omfattes av to sylindriske valser av forskjellig diameter. Et tverr-

snitt av en trekkvalse tatt langs linjen 2-2 i fig. 1 er vist på fig. 2 og viser spor med wire ført i sporene for å hindre "gåing". Det ytre spor av valse 16 er sporet fjernet lengst fra det indre spor av valse 17j er sporet naboplassert valse 16 og det ytre spor av valse 17 er sporet lengst fjernet fra valse 17. Diameteren av den lille valse er betegnet DO og diameteren av den vide valse er betegnet DI. Etter å ha trådt inn i det kryogene fluidum føres wiren 12 i retning av pilene langs det ytre spor av valse 16 av trekkvalse 14 rundt valse 16 og fører deretter til det ytre spor av valse 18 i trekkvalse 15 og fortsetter å gå bak og frem mellom valsene 16 og 18 gjennom sporene tilveiebragt dertil til de indre spor under gradvis avkjøling ned til temperaturen av det kryogene fluidum. Trekkraften på wiren 12 bygges også opp gradvis ved friksjon inntil wiren når et punkt B og det indre spor av valse 18 hvor den fører til punkt C på det indre spor av valse 17 i trekkvalse 14. Fra begge trekkvalser roterer ved samme vinkelhastighet finner det sted et jevnt strekk. Strekkstørrelsen tilsvar-er Dl - DO. Etter punktet C fortsetter wiren fra valse 17 til vaise 19 fra det indre spor til det ytre spor på en tilsvarende måte til dets fremgang langs valsene 16 og 18, etter hvert bevegende til de ytre spor mens strekkreftene avtar. Etter å ha passert gjennom det ytre spor av valse 19, forlater wiren 12 tanken 10 og oppvikles på et hjul 21.

De følgende eksempler forklarer oppfinnelsen (alle prøver i alle eksempler inneholder minst 95 volum% austenitt for første deformasjonstrinn og minst 90 volum% austenitt før kryogendeformasjon.

Eksempel 1 til 31

Glødet AISI-type 30 4 rustfri .stålplate benyttes, idet den kjemiske sammensetning er følgende:

Glødning utføres ved vanlig teknikk ved å opp-I varme materialet mellom 980°C og 1150°C etterfulgt av hurtig avkjøling.

Hele flaten er mottatt oppkuttet i 30 x 30 cm strimler og tykkelsen av alle strimlene er nominelt 0,15 cm. Prøvene kuttes ifølge ASTi4 E8 med strekkaksen parallelt til jvalseretningen av platen. Fig. 5 er et diagram av prøven. Referansetallene på fig. 5, deres betydning og deres mål i cm er følgende:

Prøver benandles ved 21°C (forstrekk) og minus 196°C (annet trinn deformasjon) på en Gilmore modell ST elektrohydraulikk prøvemaskin ved en slaghastighet på

ca. 0,25 cm/minutt. Belastningen måles ved en Gilmore 10.000 kg belastningscelle. Ved 21°C måles forlengelsen med en Instron G-51-15 strengmål ekstensometer hvis målelengde er

2,5 cia. Verdiene for belastning og forlengelse omformes til strekk og deformasjon ved en analog computer og oppføres på en X-Y-skriver under prøvningen. Ved minus 196°C bestemmes forlengelsen ved sammenligning av lengdene mellom målemerkene på en prøve før og etter deformasjon.

Benandling ved minus 196°C utføres i et isolert dewar-kar fylt med flytende nitrogen, således at hele prøven er neddyppet i et flytende nitrogenbad. Aldringsbehandliny utføres på en Lindbergmodell 59744 ovn i luft. Overflateoksydasjonen av prøven som opptrer under aldring antas ikke å påvirke de resulterende mekaniske egenskaper. Temperaturen langs lengden av prøven varierer ikke mer enn ± 10°C fra en forhåndsbestemt temperatur.

Prosent strekk ved hver temperatur, dvs. ved

> 21°C og minus 196°C, aldring i timer ved 400°C og slutt-egenskaper målt ved 21°C angis i tabell I.

Eksempel 1 til 8 viser tidligere teknikkens stand deri at det ikke er forhåndstrekk (eller første de-formasjons trinn) . Eksempel 9 til 33 innbefatter prestrekk.

) Flytegrensen angis i psi (Mpa) ved 0,2% forlengelse; strekkstyrke angis i psi (Mpa) og total forlengelse i prosent. Disse trykk er forklart ovenfor.

Volum% martensitt er angitt som bestemt ved kvantitativ røntgendiffraksjonsteknikk. Balansen (opptil . i totalt 100%) anses for å være austenitt. Andre faser eller forurensninger er ikke mer enn en volum% og er ikke tatt hensyn til her. I alle eksempler hvor prosent martensitt eller prosent austenitt er angitt er balansen 100%

i det vesentlige dannet av fasen martensitt eller austen-) itt nvor det ikke er angitt en prosent.

Eksempel 32 til 35

Det samme material benyttet i eksempel 1 til 31 benyttes i disse eksempler unntatt at tykkelsen av platen er normalt 0,43 cm. Vo store prøver med.tilsvarende form til prøven i fig. 5 skjæres fra platen. Den reduserte måle-seksjon av prøven er 7h cm bred og 20 cm lang. Disse prøver er strukket uniaksialt ved minus 196°C og deretter aldret 1 time ved 400°C. Strekkretningen er orientert parallelt til valseretningen av platen. Strekkstyrken er bestemt ved å benytte pinnebelastede prøver med 5 cm målelengde ifølge juSTM metode E8. Strekkstyrke ved 21°C for hver av de to prøver er angitt i tabell II etter eksemplene 32 og 33 resp.

I eksemplene 34 og 35 valses to prøver av glødet 304 rustfritt stål i ark 0,6 3 cm tykke i åtte stikk ved 21°C til en tykkelse av 0,47 cm, som svarer til en 30% uniaksial strekk. Prøvene valses deretter til en tykkelse på 0,40 cm ved minus 196°C i 12 stikk, som svarer til en uniaksial strekk på 16%. Strekkstyrken av hver prøve måles som ovenfor og angitt i tabell II under eksempel 34 og 35 resp.

Prøvene ifølge oppfinnelsen av eksempel 35 og

35 inneholder ca. 67% martensitt og 33% austenitt, mens tidligere kjente prøver av eksemplene 32 og 33 inneholder 85% martensitt og 15% austenitt. For å prøve bruddseighet av de behandlede prøver fremstilles strekklegemer herav og aldres deretter i 1 time ved 400°C. Den pressede strekkprøvegeometri er vist på fig. 6. Referansetallene på fig. 6, deres betydning og deres mal i cm er som følger:

De pressede strekklegemene orienteres således at bruddsporet er perpendikulært (LT) til strekking eller valseretning.

LT refererer til AS'j?M E399-metoden for bestemmelse av legemeta orientering. Den første bokstav angir retningen av belastning og annen bokstav angir retning av bruddfor-plantning. Alle legemer gir et skarpt slag ved utmattnings-prebrudd. Hvert utsettes for strekk-strekkbelastning, idet det benyttes en sinusoidal utmattninysbølge ved 10 Hz inntil bruddet har vokst 0,312 cm fra det bevirkende slag som etterlater et ikke bruddbånd 2,8 cm langt. Strekkintensitet-området som benyttes er 71,4 Mpa meter og typisk bruddvekst-grad er i størrelsesordenen av 5 x 10~5 cm/cykel. R-verdien som angis som forholdet mellom minimum til maksimum belastning er 0,25.

Etter utmattnings-prebrudd drives hvert legeme til svikt og belastningen oppføres som en funksjon av grep-forskyvning. Knusehodet-hastigheten er 12,5 cm/time. En-skjønt en lineær variabel differential-energioverfører,

som maler belastningspinneforskyvning benyttes istedenfor en på-klemme-ekstensometer for å måle brytningsåpning er forøvrig den anbefalte fremgangsmåte for bestemmelse av punktet for begynnende bruddfremskridning, fulgt som angitt i ASXM-metode E399 .

Den iakttatte strekkintensitet hvorved brudd skrider fremad til å begynne med er angitt under bruddseig-net i tabell II. Verdiene er tilnærmet bare da det ikke ble benyttet noe på-klemme-ekstensometer for å måle brudd-åpning og refereres til søm K istedenfor Kc.

I tillegg til strekkstyrke av legemet før

prøve og bruddseighet er det angitt prøvetemperatur (for bruddseighet) og bruddmåte (bestemt av visuell iakttagelse) er angitt i tabell II.

rn

Legemene fra eksemplene 32 og 33 fremstilt ved en-trinns kryogenformeringsteknikk tidligere kjent kan sammen-lignes med legemene i eksempel 34 og 35, fremstilt ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen. Legemene ifølge eksempel 32 er sammenlignet med legemene ifølge eksempel 34, da begge

er undersøkt ved 25°C og legemene fra eksempel 33 er sammenlignet med legemet ifølge eksempel 35, da begge er undersøkt ved -196°C.

økningen i strekkstyrke mellom tidligere kjente legemer 32 og legemer ifølge oppfinnelsen 34 er ca. 19%, 'mens nedgang i bruddseighet er bare 2,8%. Det er klart

at den tydelige økning i strekkstyrke hadde bare en liten effekt på bruddseighet, mens den tidligere kjente effekt var at økning i strekkstyrke resulterte i tilsvarende nedgang i bruddseighet.

Mens økningen i strekkstyrke mellom tidligere kjent legeme 33 og ifølge oppfinnelsen legeme 35 nettopp 8,9%, er økningen i bruddseighet drastisk 67% (tilnærmet)

og legemet ifølge oppfinnelsen har forandret seg fra sprøtt til delvis duktilt.

>

Eksempel 36 til 44

Det ble benyttet glødet AISI type 30 2 rustfri stålwire med følgende kjemiske sammensetning:

Glødning utføres ved vanlig teknikk ved å opp-varme materialet mellom 9 80°C og 1150°C etterfulgt av hurtig avkjøling.

Wiren er først (unntatt f.eks. 36) vanlig strukket ved 21°C, idet det benyttes et visst forstrekk og strekkes deretter under flytende nitrogen, alt overensstemmende med fremgangsmåten og apparatet som er omtalt ovenfor ved henvisning til fig. 1 og 2. Wiren på hvert eksempel eldes deretter vanligvis i 2 timer ved 400°C. I tabell III er det angitt begynnende wirediameter, prosent prestrekk ved 21°C, prosentstrekk ved -196°C og den resulterende strekk-styrke. Martensittinnhold av de behandlede wirer for hvert eksempel (unntatt eksempel 36) er minst 60 volum%.

Eksempler 45 til 55

Disse eksempler vedrører både strekkstyrke og torsjonsfasthet.

Torsjonsfastheten av wiren kan eksempelvis bestemmes ved å tvinne en bestemt lengde av wiren over øk-

ende vinkler og iaktta når det opptrer en første vinkel-vridning. En 2% torsjonsfasthet angis som skjærspenning som opptrer ved overflaten av wiren når den frigis over en vinkel tilstrekkelig til å gi grunn til en 2% permanent vinkelav-virkning. En tilsvarende definisjon holdes for en 5% torsjonell flytestyrke. Det er ønskelig at den torsjonelle flytestyrke av wiren som benyttes for fjæranvendelse er så høy aom mulig i forhold til wirens strekkstyrke.

Glødet AISI type 302 rustfri stålwire med samme sammensetning som den i eksempel 36 til 44 benyttes og gløde-prosessen som benyttes ved fremstillingen er også den samråe. Etter deformering utsettes alle legemer for vanlig aldring ved 400°C. Strekking eller trekking ved 21°C utføres vanlig. Strekking ved 196°C utføres under flytende nitrogen ved -196°C ifølge fremgangsmåten og med apparatet omtalt ovenfor under henvisning til fig. 1 og 2. Martensittinnholdet av alle legemer som behandles ved -196oC er minst 60 volum%.

Behandlingen ved -196°C i et isolert metall-dewar-kar fylt med flytende nitrogen, således at hele legemet er neddyppet i flytende nitrogenbad. Aldringsbehandling utføres på en Lindberg Modell 59744 ovn i luft. Overflateoksydasjonen av wiren som opptrer under aldring antas ikke å påvirke de resulterende mekaniske egenskaper. Temperaturen langs lengden av hele legemet varierer ikke mer enn i 10°C fra en forhåndsbestemt temperatur.

Volum% martensitt er angitt og bestemt av kvan-1 titativ røntgendiffraksjonsteknikk. Balansen (opptil

totalt 100%) antas å væra austenitt. Andre faser eller forurensninger er ikke mer enn 1 volum% og tas ikke i be-traktning her.

Strekkprøver på alle eksempler utføres ifølge

> ASTM metode E- og torsjonelle prøver som omtalt ovenfor.

Wirene ifølge eksemplene 45, 46, 47 og 49 til

54 viser adekvat forrabarhet i at den kan vris rundt en dor tilsvarende den endelige wirediameter uten brudd.

Strekket påført ved 21°C i eksemplene 4 5 og 49 ) til 54 er påført ved vanlig strekking; i eksemplene 48 og

55 ved vanlig trekking ved full nårdhet og i eksempel 4 7

ved vanlig trekking ved 1/4 hardhet. Strekket påført ved

-196°C i alle eksempler unntatt 48 og 55 er selvsagt ved strekk. I eksempel 46 påføres intet strekk, ved 21°C og

'i eksempel 48 oy 55, intet strekk påføres ved -196°C.

I tabell IV er det angitt strekkprosent, endelig wirediameter, strekkstyrke etter aldring, torsjonsfasthet etter aldring og forholdet mellom torsjonsfasthet og strekk-styrke .

i

Claims (1)

1. Fremgangsmåte for forbedring av styrke-seighets-karakteristika av legering, hvis sammensetning består vesentlig av rustfri stållegering av AISI 300-serien og som har en Md-temperatur på ikke høyere enn 100°C og en Ms-temperatur på ikke høyere enn -100°C, omfattende følgende trinn: a) deformering av legeringen ved en formendring på minst 10% ved en temperatur i området fra Md -50°C til Md +50°C, idet Md-temperaturen er den temperaturen ved hvilken legeringen undergår deformasjonen, således at det i legeringen oppnås en martensittfase på ikke mer enn 10 volum% og en austenittfase på minst 90 volum% og videre b) en deformering av legeringen ved en formendring på minst 10% og en temperatur ikke høyere enn -75°C, således at legeringen har en martensittfase på minst 50 volum% og en austenittfase på minst 10 volum%,

   karakterisert ved at deformeringen av legeringen i form av tråd eller bånd i trinn (b) utføres ved å strekke tråden eller båndet uniaksialt.