DE2935284C2 - Verfahren zum Herstellen von nichtrostenden Federstählen mit hoher Härte und hoher Dauerfestigkeit - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen von nichtrostenden Federstählen der im Oberbegriff des Anspruchs 1 angegebenen Gattung. Ein solches Verfahren ist bereits aus der DE-AS 14 08 520 bekannt. Bei diesem bekannten Verfahren wird ein Federstahl-Werkstoff, dessen Zusammensetzung entsprechend einer bekannten Bestimmungsgleichung für den Austenit-Stabilitätsindex Md3o zusammengesetzt ist, bei Temperaturen von 950 bis 1200⁰C geglüht und anschließend abgeschreckt Danach erfolgt eine mehrstufige Kaltverformung im Temperaturbereich von — 20⁰C bis Raumtemperatur mit einem Gesamtverformungsgrad zwischen 50 und 70%.

Als nichtrostende Federstähle kommen beispielsweise die metastabilen austenitischen nichtrostenden Stähle gemäß japanischer Industrienorm SUS 301 (entsprechend AISI-Typenreihe 301) sowie ausscheidungsgehärtete austenitische nichtrostende Stähle wie der japanische Normstahl 17-7 PH in Betracht.

Bei dem Verfahren gemäß der vorstehend genannten DE-AS 14 Π8 520 wird von der bekannten Tatsache Gebrauch gemacht, daß sich ein austenitisches Gefüge durch eine Kaltverformung zumindest teilweise in ein martensitisches Gefüge umwandeln läßt. In diesem Zusammenhang sei bemerkt, daß der prozentuale Volumenanteil des in Martensit umgewandelten Austenits abhängt von der chemischen Zusammensetzung, dem Verformungsgrad und der Verformungstemperatur. Da die Verformung üblicherweise bei Raumtemperatur erfolgt, wird somit die gebildete Martensitmenge in erster Linie durch den Verformungsgrad bestimmt.

In F i g. 1 ist die Vickers-Härte eines Federstahls gemäß japanischer Industrienorm (SUS 301) in Abhängigkeit von seiner Biege-Dauerfestigkeit aufgetragen. Der untersuchte Stahlwerkstoff war nach dem Warmwalzen einem Lösungsglühen unterzogen worden und sodann bei unterschiedlichen Verformungsgraden im Bereich von 40 bis 90% bei einer Verformungstempertur von 20 bis 30° C zu einem Federwerkstoff mit einer Dicke von 0,45 mm ausgewalzt worden. Darauf wurde das Material eine Stunde lang bei 400⁰C angelassen. Der untersuchte Stahlwerkstoff enthielt 0,1% Kühlenstoff, 0,69% Silicium, 0,89% Mangan, 0,026% Phosphor, 0,04% Schwefel,

40 6,98% Nickel, 17,39% Chrom und 0,11 % Molybdän.

Die Dauerfestigkeitsprüfung wurde mit Hilfe einer Wechsel-Biege-Prüfmaschine mit einer Frequenz von 1000 Lastspielen je Minute durchgeführt und die Bruchfestigkeit, die einer Lastspielzahl von 3 χ ΙΟ⁶ entsprach, wurde als Dauerfestigkeit Σ ι bezeichnet.

Die ermittelten Dauerfestigkeitswerte zeigten bei unterschiedlichen Prüfungsmethoden selbst am gleichen Werkstoff Schwankungen, so daß die ermittelten Werte nicht als Absolutwerte benutzt, sondern lediglich als Vergleichswerte herangezogen werden können

Die Versuchsergebnisse zeigen die Tendenz, daß mit zunehmender Härte auch die Dauerfestigkeit zunimmt. Es zeigt sich jedoch, daß dann, wenn die Härte einen Wert von 540 HV übersteigt, die Dauerfestigkeit eine abnehmende Tendenz einnimmt. Die beobachtete maximale Dauerfestigkeit belief sich auf weniger als 55 kg/ mm².

Die in F i g. 1 dargestellten Versuchsergebnisse beziehen sich auf einen Federstahlwerkstoff, der entsprechend der DE-AS 14 08 520 in der Nähe der Raumtemperatur verformt wurde. NMt Blick darauf, daß für die Rückholfedern von Kraftfahrzeug-Sicherheitsgurten gegenwärtig Vickers-Härten von 520 angestrebt sind, ergibt sich aus F i g. 1, daß solche Werkstoffe bei herkömmlicher Herstellung Dauerfestigkeiten von lediglich etwa 50 kg/mm² aufweisen können.

Wegen der hohen von Sicherheitsgurten aufzunehmenden Beanspruchungen besteht jedoch das Bedürfnis,

stärker belastbare Rückholfedern zu verwenden, wobei neben einer gesteigerten Festigkeit (Härte) auch eine besonders hohe Dauerfestigkeit angestrebt wird, die selbst nach zahlreichen Lastspielen aufrechterhalten bleibt.

So werden Vickers-Härten von etwa 550 bis 600 angestrebt, also Härten, die bei herkömmlich hergestellten Federwerkstoffen zu Ermüdungsbrüchen führen. Ferner wird für die Federstähle eine Ermüdungsfestigkeit

(Dauerfestigkeit) von weit mehr als 60 kg/mm² angestrebt.

Diese Forderungen stehen jedoch im Widerspruch zu den in Fig. 1 veranschaulichten Gegebenheiten bei herkömmlicher Federstahlproduktionsweise.

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der im Oberbegriff des Anspruchs 1 angegebenen Gattung so auszubilden, daß Federwerkstoffe aus nichtrostendem Stahl mit hoher Härte und hoher Dauerfestigkrit hergestellt werden können.

Diese Aufgabe wird durch die im Anspruch 1 angegebene Erfindung gelöst.

Das Verfahren nach der Erfindung beruht auf dem Leitgedanken, daß die Kaltverformung in zwei Stufen mit

unterschiedlichen Verformungstemperaturen unterteilt wird. Dabei wird in jeder Kaltverformungsstufe die Verformungstemperatur mit dem Austenit-Stabilitätsindex Md₃₀ des Stahlwerkstoffes und wird der in jeder Stufe herbeizuführende Mindest-Verformungsgrad exakt angegeben. Der Kennwert Md3o vermittelt eine Information über die Leichtigkeit der Martersitbildung bei dem jeweiligen Stahlwerkstoff als Folge einer plastischen Kaltverformung.

Der Austenit-Stabilitätsindex Md₃O ist im Rahmen der Erfindung durch die folgende Formel gegebea

Md₃₀ = 551 -462 (C% + N%)-9,2 Si%—8,1 Mn% -29(Ni%+Cu%)-13,7 CrO/o-18 Mo%+Ox Al%

-68 (Nb°/o +Ti% +Ta%)-1,4 (ASTM-Austenit-

Korngrößenzahl —8,0) (alle Angaben in Gew.-°/o)

Md₃O bezeichnet die charakteristische Temperatur (⁰C), bei welcher 50% des Gefüges als Folge der Spannung in Martensit umgewandelt sind, nachdem eine wahre Spannung von 030 zur Einwirkung gelangte. Höhere Md₃₀-Werte zeigen, daß die durch Verformung hervorgerufene Martensitbildung leichter erfolgt und daß das Material instabiler ist

Die Gehaltsbereiche der erfindungsgemäß zu behandelnden Stähle sind wie folgt.

Als Hauptkomponenten enthalten die Stähle nicht mehr als 0,15% Kohlenstoff, 0,3 bis 2,0% Silicium, 0,5 bis 2,0% Mangan, 6,0 bis 14,0% Nickel sowi» 13,0 bis 20,0% Chrom. An Wahlkomponenten enthalten diese Stähle gegebenenfalls maximal 1,5% Aluminium und/oder maximal 2,0% Molybdän und/oder maximal 3,0% Kupfer. Den Rest der Stahllegierung bilden Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen.

Im Rahmen der Erfindung können die gleichen Ergebnisse dadurch erzielt werden, daß bei einer zwischen 200° C und der Austenitisierungstemperatur liegenden Temperatur, eine Anlaßbehandlung durchgeführt wird, wobei nach der vorstehend erwähnten zweiten Kaltverformungsstufe Martensit reversibel in Austenit umgewandelt wird.

Bei der Ausführung des erfindungsgemäßen Verfahrens kann selbst dann, wenn die erste Kaltverformung in mehreren Stichen erfolgt, die Verformungstemperatur im wesentlichen konstant zwischen Md₃₀ und 500° C gehalten werden. Es können auch unterschiedliche Temperaturen bei jedem Stich eingehalten werden, die gleichfalls zwischen Md₃o und 500° C liegen sollten.

Im folgenden wird die Erfindung noch näher erläutert.

Fig.2 zeigt die Beziehung zwischen der Härte und der Ermüdungsfestigkeit dünner Blattfedern mit einer Dicke von 0,45 mm, die durch erfindungsgemäße Behandlung von metastabilen, austenitischen, nichtrostenden Stählen erzeugt und sodann eine Stunde lang bei 400° C angelassen wurden. Zum Vergleich sind in F i g. 2 auch die Versuchsergebnisse angezeichnet worden, die bei Verwendung des gleichen Materials, jedoch unter Verarbeitung auf herkömmliche Weise, erzielt wurden. Die Walzbedingungen sind in den folgenden Tafeln la und Ib zusammengestellt.

Tafella

Stand der Technik	Walztem	Walz	Erfindung	erste	Walz	zweite	Walz	Gesamt-
Probe	peratur	grad	Probe		grad		grad	abwal-
Nr.	(0C)	(o/o)	Nr.		(%)		(■""o)	zu ng
				Kaltverformung	25	Kaltverformung	33	(%)
				Tempe	25	Tempe	33
	25	40		ratur	25	ratur	33
1	25	40	1	(0C)	25	CC)	33	50
2	25	40	2	200	25	30	33	50
3	20	40	3	200	25	30	33	50
4	25	40	4	150	25	30	33	50
5	20	50	5	100	25	30	33	50
6	20	50	CT)	100	25	25	33	50
7	20	60	7	100	25	25	33	50
8	20	60	8	100	30	25	43	50
9	25	60	9	80	30	20	43	50
!0	25	70	10	80	30	20	43	50
Π	25	70	11	80	30	20	43	60
12	25	70	12	100	30	25	43	60
13	25	70	13	100	27	25	45	60
14	20	80	14	100	80	25	50	60
15	20	80	15	80		25	60
16	20	80	16	80	25	60
17		17	100	25	80
	200	25

	e	ι	20	Tafel Ib	Walztem	Walz	29	35	284	grad	zweite	Walz	Gesamt-
		I			peratur	grad				(%)		grad	abwal-
		I			(0Q	(ο/ο)	Erfindung			40		(%)	zung
		I		Stand der Technik			Probe	erste		40		50	(%)
		I -		Probe			Nr.	Kaltverformung	40		50
	1	25	Nr.	20	80		Tempe- WaIz-	40	Kaltverformung	50
	1			20	80			40	Tempe	50	70
	I		20	80		(°C)	40	ratur	50	70
I			30	85	18	100	40	(0Q	50	70
		18	30	85	19	100	40	25	50	80
		19	30	85	20	100	40	25	50	80
	20	30	85	21	400	61	25	50	80
	21	25	90	22	80	61	25	50	80
	22	25	90	23	300	61	25	50	80
	23	25	90	24	500	61	25	50	80
	24	20	90	25	500	63	25	50	80
25	20	90	26	500	63	25	70	80
26			27	150	63	25	70	80
27			28	100		25	70	80
28			29	42		20		90
29			30	100		25		90
		31	100	25	90
		32	80	25
		33	80	20
	20

30

35

40 45 50 55 60 65

Gemäß F i g. 4 ist die Dauerfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle weit höher als diejenige der auf herkömmliche Weise verarbeiteten Stähle gleicher Härte, so daß sich in F i g. 2 die Gebiete der auf erfindungsgemäße Weise einerseits und der auf herkömmliche Weise andererseits behandelten Stähle deutlich getrennt voneinander erkennen lassen. Beim erfindungsgemäßen Verfahren ist selbst im Bereich hoher Härten von mehr als 540 HV kein deutliches Absinken der Dauerfestigkeit zu erkennen. Dieses Verhalten war durch den Stand der Technik weder angestrebt noch möglich.

Die Fig. 3a und 3b zeigen die Schwankungen von Härte und Dauerfestigkeit bei Verwendung des gleichen Materials wie gemäß F i g. 2 als Werkstoff, wobei dieser Werkstoff unter verschiedenen Temperaturen T₁ der ersten Kaltwalzung ausgewalzt wurde und die Walztemperatur der zweiten Walzung auf Raumtemperatur, d. h. auf 25°C festgelegt wurde, worauf des Material bei 400°C angelassen wurde. Der Walzgrad bei der ersten Walzung betrug 61%, während bei der zweiten Walzung ein Walzgrad von 50% angewandt wurde (Gesamtabwalzung 80%). Die in den F i g. 3a und 3b am linken Ende der Kurvenzüge eingezeichnete Markierung X bezeichnet die Ergebnisse, die erhalten wurden, wenn auf herkömmliche Weise das gesamte Auswalzen bei Raumtemperatur erfolgte. Somit bezeichnen die mit X gekennzeichneten Meßstellen die auf herkömmliche Weise erzielten Ergebnisse.

Die Vickers-Härte HV hat ihr Maximum, wenn die Temperatur T₁ der ersten Walzung zwischen Raumtemperatur und 150° C liegt Bei steigenden Werten für T₁ sinkt die Härte leicht ab, um dann, wenn Γι eine Temperatur von 500⁰C übersteigt, rasch abzufallen.

Andererseits ist aus F i g. 3b zu erkennen, daß die Dauerfestigkeit (21) weit oberhalb der auf herkömmliche Weise (d. h. bei Raumtemperatur) erzielbaren Werte liegt, wobei gemäß der Figur Spitzenwerte erreicht werden, wenn T₁ in der Nähe von 100°C liegt. Übersteigt die Temperatur T₁ jedoch 500°C, so sinkt die Dauerfestigkeit rasch ab.

Außerdem ist sehr wichtig, daß im Walzzustand die Biegsamkeit sehr hoch ist F i g. 4 zeigt die Beziehung zwischen der Biegsamkeit und der Temperatur T₁ für das gewalzte Material, welches wie das F i g. 3 zugrundeliegende Beispiel hergestellt worden war. Mit steigender Temperatur T₁ sank das Verhältnis r/t ab und verbesserte sich die Biegsamkeit (r bezeichnet den kleinsten Biegeradius, bei welchem kein Rauhwerden der Oberfläche auftritt und t bezeichnet die Dicke der Blechprobe).

Die technische Bedeutung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird unter Bezug auf-die metallurgische Unterschiedlichkeit zwischen dem Stand der Technik und dem erfindungsgemäßen Verfahren näher erläutert

Bei gewöhnlichen austenitischen nichtrostenden Stählen liegt der Md-Punkt in der Nähe der Raumtemperatur mit der Wirkung, daß dann, wenn diese Stähle stark bei Raumtemperatur nach Ausführung des Lösungsglühens beim herkömmlichen Verfahren verformt werden, ein Großteil des Austenits in Martensit umgewandelt wird, so daß sich die in F i g. 1 dargestellten Werte für die Härte und die Dauerfestigkeit ergeben. Wie bereits erwähnt, wird unter dem Md-Punkt die obere Grenztemperatur verstanden, bei welcher Mar:ensit nach dem Lösungsglühen durch plastische Verformung induziert wird.

Es ist allgemein bekannt, daß die Martensitbildung stark von der chemischen Zusammensetzung, dem Verformungsgrad und der Verformungstempieratur beeinflußt wird. Bei Federwerkstoffen wird jedoch eine befriedigende Steigerung der Festigkeit nicht durch vermehrte Martensitbildung bei Beachtung der obenstehenden Kriterien erzielt und ist es insbesondere schwierig, die angestrebte Erhöhung der Dauerfestigkeit zu erreichen.

Es ist bisher unbekannt, welche Faktoren die Dauerfestigkeit von stark verformten Werkstoffen beeinflussen und selbst bei mikroskopischen Gefügeuntersuchungen stark verformter Werkstoffe sind detailliertere Aussagen schwierig. Es läßt sich jedoch erkennen, daß der durch bloßes Kaltwalzen erzeugte Martensit gegebenenfalls

größere Abmessungen besitzt und nicht gleichmäßig verteilt ist, was etwas mit dem Ermüdungsverhalten des Stahls zu tun haben kann.

Bei diesem Werkstofftyp wird eine beträchtlich große Martensitmenge in der Anfangsstufe der Verformung beim Kaltwalzen nach dem Lösungsglühen des warmgewalzten Bleches gebildet, aber in diesem Fall verschwindet die Spannung in der Austenitphase im wesentlichen durch das Lösungsglühen, so daß die Anzahl der Keimbildungsstellen für Martensit nur gering ist. Hat sich jedocn eiiiT.al Martensit gebildet, so wächst der Martensitanteil rasch an und wird ein Gefüge mit gleichmäßig verteiltem Martensit gebildet.

Auf der Grundlage derartiger Annahmen sind die Erfinder zu dem Gedanken gelangt, daß ein gleichförmiges martensitisches Gefüge dadurch erzielt werden kann, daß im Anschluß an das oben beschriebene Lösungsglühen eine zweistufige Verformung durchgeführt wird.

Das bedeutet, daß die Schluß-Kaltverformung in zwei Abschnitte unterteilt wird, wobei in der ersten Stufe die Verformungstemperatur und der Verformungsgrad in Abhängigkeit von der Stahlzusammensetzung so gewählt werden, daß kein Martensit gebildet und lediglich Austenit piatisch verformt wird. Sollten sich dennoch kleine Martensitmengen bilden, so ist der Einfluß der Versetzungen und der Gitterdefekte in der Austenitphase bei weitem bedeutsamer als die Martensitbildung. Im zweiten Abschnitt der Kaltverformung wird die Verformungstemperatur erniedrigt und die Verformung so intensiv wie erforderlich durchgeführt. Dadurch wird Martensit über die Versetzungen und die Gitterdefekte gebildet, welche im Primärabschnitt im Austenit herbeigeführt wurden. Diese Fehlstellen und Gitterdefekte dienen als Keime für die Martensitbildung. Aus diesem Grunde ist eine große Anzahl von Martensitkeimen vorhanden und ist das Kornwachstum durch die Gitterdefekte der Austenitphase begrenzt, so daß sich ein Gefüge aus gleichmäßig verteilten feinen Martensitnadeln bildet.

Auf diese Weise wird ein Werkstoff mit hoher Festigkeit und hoher Beständigkeit gegen das Auftreten und das Erweitern von Ermüdungsrissen erzielt und das Vorstehende sind die metallurgischen Grundlagen des erfindungsgemäßen Verfahrens. Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens konnte die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe vollständig gelöst werden.

Die vorliegende Erfindung benutzt das Phänomen der spannungsinduzierten Martensitumwandlung und aus diesem Grunde sind alle vorstehend genannten austenitischen nichtrostenden Stähle, die dieses Phänomen zeigen, mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens zu verarbeiten.

Unter den vorstehenden Gesichtspunkten sind die Zusammensetzungsbereiche der verwendbaren Stähle wie folgt begrenzt.

C: Nicht mehr als 0,15%, wobei mit höheren Kohlenstoffgehalten härtere Martensite gebildet werden, weshalb an der Obergrenze liegende Kohlenstoffgehalte bevorzugt sind. Liegt der Kohlenstoffgehalt jedoch zu hoch, so verschlechtert sich das Umwandlungsvermögen in Martensit und wird der Austenit zu stark stabilisiert, so daß die Martensitbildung erschwert wird. Demzufolge ist die obere Kohlenstoffgrenze auf 0,15% festgelegt.

Si: 0,3 bis 2.0%. Ein Mindestgehalt von 03% Silicium ist als Desoxidationsmittel erforderlich. Im Hinblick auf die Entwicklung der Härte als Folge des Anlaßvorganges sind höhere Gehalte wünschenswert, aber erfindungsgemäß können höhere Härten ohne starkes Erniedrigen der Dauerfestigkeit und ohne die Hilfe von Silicium erzielt werden, weshalb die obere Siliciumgrenze auf 2,0% beschränkt ist, insbesondere auch deshalb, um die Bildung von kleinsten DELTA-Ferritmengen so klein wie möglich zu halten.

Mn: 0,5 bis 2,0%. Mangan muß als Desoxidationsmittel in einer Menge von wenigstens 0,5% vorhanden sein. Um das Material beim Walzen zu härten sind größere Mengen an sich besser, aber bei zu großen Mangangehalten wird die Martensitbildung behindert und die erzielbare Dauerfestigkeit beeinträchtigt, weshalb für Mangan eine Obergrenze von 2,0% festgelegt wurde.

Ni: 6,0 bis 14,0%. Nickel ist eine wichtige Komponente austenitischer nichtrostender Stähle und zur Verhinderung des Ausscheidens von DELTA-Ferrit oder der vollständigen Umwandlung in Martensit während des Lösungsglühens ist eine Nickelmenge von nicht weniger als 6,0% erforderlich. Sind die Nickelgehalte jedoch zu hoch, so wird die Martensitbildung als Folge der Verformung nicht nur behindert, sondern werden auch die Erzeugungskosten zu hoch, weshalb der Nickelgehalt auf 6,0 bis 14,0% begrenzt ist.

Cr: 13,0 bis 20,0%. Chrom ist eines der Elemente, die den in Rede stehenden Werkstoffen ihre Rostbeständigkeit erteilen. Um diese Korrosionsbeständigkeit zu gewährleisten, sind jedoch wenigstens 13,0% Chrom erforderlich. Liegen die Chromgehalte jedoch zu hoch, so scheidet sich DELTA-Ferrit in der Austenit-Matrix ab und wird die Warmverformbarkeit verschlechtert, weshalb die Chromgehalte auf 13,0 bis 20,0% begrenzt sind.

Bei den im folgenden erwähnten Elementen handelt es sich um Wahlkomponenten, von denen gegebenenfalls wenigstens eines in der Legierung vorhanden ist Die Gründe, die Legierungsgehalte wie folgt zu begrenzen, sind wie folgt:

Al: Nicht mehr als 1,5%. Aluminium ist das Element, welches die ausscheidungshärtenden austenitischen nichtrostenden Stähle kennzeichnet und je größer der Aluminiumanteil ist, desto stärker ist die Ausscheidungshärtung. Überschreitet der Aluminiumgehalt jedoch 1,5%, so entstehen Probleme im Hinblick auf Oberflächenfehler und Verformbarkeit, weshalb die Aluminiummenge auf maximal 1,5% beschränkt ist Ohne Aluminiumzusätze ergeben sich übliche metastabile austenitische nichtrostende Stähle.

Mo: Nicht mehr als 2,0%. Zum Zwecke einer noch weiteren Steigerung der Korrosionsbeständigkeit kann gegebenenfalls Molybdän zugesetzt werden. Die obere Gehaltsgrenze für Molybdän beträgt 2,0%, da der Zusatz höherer Molybdänmengen keinen nennenswerten Vorteil bringt Demzufolge ist die Molybdänmenge auf maximal 2,0% beschränkt

Cu: Nicht mehr als 3,0%. Kupfer kann zugesetzt werden, um die Verformbarkeit während der Walzung und den Fortschritt der Aushärtung als Folge des Anlassens bei niedrigen Temperaturen zu erhöhen. Der maximale Kupfergehalt beträgt 3,0%. Höhere Kupferzusätze führen zu einer Beeinträchtigung der Warmverformbarkeit und deshalb ist der maximale Kupfergehalt auf 3,0% festgesetzt worden.

Md₃0:0 bis +80⁰C. Die angestrebten Gehaltsbereiche der Legierungselemente sind im Vorstehenden dargelegt worden. Innerhalb der genannten Gehaltsbereiche sind jedoch nicht alle denkbaren Legierungen erfindungsgemäß, sondern nur solche, die die Bedingung erhöhen, daß Md₃₀ einen Wert von 0 bis +80° C besitzt. 1st Md₃O kleiner als 0⁰C, so ist der Austenit zu stabil und wird die Martensitbildung als Folge der Verformung

schwierig. Ist demgegenüber Md₃O größer als +8O⁰C₁ so wird der Austenit zu instabil und bilden sich zu große Martensitmengen in der Ausgangsstufe der Verformung, woraus sich ergibt, daß außerhalb der genannten Grenzen liegende Md₃O-Werte zu einer Beeinträchtigung der Dauerfestigkeit führen.

Der Grund, aus welchem die Temperatur der Wärmebehandlung vor dem zweistufigen Kaltwalzen auf 750 bis 1150⁰C festgelegt worden ist, ist folgender. Es ist erforderlich, das Material durch reversible Martensitumfor-

mung vor der Verformung zu erweichen; aber bei einer Temperatur von weniger als 750⁰C scheiden sich Chromcarbide aus, was zu einer verschlechterten Korosionsbeständigkeit führt. Wird demgegenüber bei Temperaturen von mehr als 1150° C gearbeitet, so besteht die Gefahr, daß sich DELTA-Ferrit bildet.

Der Grund, aus welchem die untere Grenze der Primärwalztemperatur auf Md₃o festgesetzt wurde, liegt in folgendem.

Die Menge des spannungsinduziert gebildeten Martensits hängt stark ab von der Austenitstabilität und der Verformungstemperatur des Stahls und wie in F i g. 3 dargestellt, ergeben sich bei Verformungstemperaturen unterhalb von Md₃O verringerte Dauerfestigkeiten des Fertigerzeugnisses. Md₃O ist eine Angabe der Austenit-Temperaturstabilität, welche durch die chemische Zusammensetzung und die Korngrenze bestimmt ist, wie bereits erwähnt. Beim Stahl, der bei den in F i g. 3 veranschaulichten Versuchen verwendet wurde, hat Md₃O

20 einen Wert von 42° C.

Im allgemeinen weist die Beziehung zwischen der Verformungstemperatur und der Menge an in austenitischem nichtrostendem Stahl gebildeten Martensit einen Wendepunkt in der Nähe von Md₃O auf, wie F i g. 5 zu entnehmen. Liegt die Verformungstemperatur unterhalb von Md₃O, so erhöht sich die Menge des als Folge der induzierten Spannung von 30% gebildeten Martensits rasch auf mehr als 50%. Das bedeutet, daß der Austenitanteil im Gefüge abnimmt und daß keine gleichmäßige Verteilung feiner Martensitpartikel während der zweiten Stufe als Folge der im Austenit eingeführten Gitterfehler, wie vorstehend diskutiert, erwartet werden kann.

Aus derartigen Gesichtspunkten und anhand von Versuchsergebnissen wurde die untere Temperaturgrenze für den Primärwalzabschnitt auf die Md^-Temperatur festgelegt.
Kurz gesagt besteht die fundamentale Lehre der vorliegenden Erfindung darin, daß der austenitischen Phase eine ausreichende Spannung erteilt wird, ohne daß eine große Martensitmenge zu Beginn des Verformungsvorgangs induziert wird.

Der Grund, aus welchem die obere Temperaturgrenze des ersten Kaltverformungsabschnittes auf 500⁰C festgelegt wurde, ist folgender. Wie den F i g. 3 und 4 zu entnehmen, werden bei Temperaturen oberhalb von 500° C nicht nur die Härte, die Dauerfestigkeit und die Biegsamkeit beeinträchtigt, sondern tritt auch eine deutliche Korngrenzenkorrosion auf, und zwar in Form von Chromcarbid-Ausscheidungen an den Austenit-Korngrenzen. Es versteht sich, daß dadurch die Korrosionsbeständigkeit sehr herabgesetzt wird. Außerdem würden durch höhere Temperaturen starke Verzunderungen auf den Stahloberflächen auftreten.

Der Grund, aus welchem während der ersten Kaltverformung nicht weniger als 20% verformt werden soll, beruht auf dem Umstand, daß unterhalb von 20% Verformung die Akkumulation der Verformungsspannung in der Austenitphase nicht ausreichend ist, so daß der Einfluß im Hinblick auf eine Verbesserung der Dauerfestigkeit als Folge einer gleichförmigen Ausbildung von feinem Martensit beim zweiten Walzabschnitt nicht erreicht werden kann.

Der Grund, aus welchem die Verformungstemperatur der zweiten Kaiverformung der Md^-Temperatur liegen soll, ist folgender. Der zweite Verformungsabschnitt soll den notwendigen und ausreichenden Martensitanteil induzieren und aus diesem Grunde ist, wie aus F i g. 5 einsichtig, eine niedrige Walztemperatur erforderlich. Die obere Temperaturgrenze schwankt in Abhängigkeit von der Austenitstabilität des Stahls; aber als Ergebnis von Untersuchungen und Überlegungen ist gefunden worden, daß es zum Auffinden einer Lösung der der Erfindung zugrundeliegenden Aufgabe erforderlich ist, die obere Temperaturgrenze auf die Mdw-Temperatur festzulegen. Liegt in diesem Falle der Verformungsgrad bei der zweiten Kaltwalzung unterhalb von 30%, so sind die Martensitbildung und die Härte der austenitischen Phase unzureichend, selbst wenn die Verformungstemperatur unterhalb von Md₃O liegt, weshalb der Walzgrad auf nicht mehr als 30% festgelegt worden ist Des weiteren wird gelegentlich eine Anlaßbchandlung bei einer Temperatur vor. 20Q⁰C bis zur Austenitisiemngstemperatur nach der Verformung durchgeführt Der Grund dafür liegt in der Stabilisierung des gebildeten martensitischen Gefüges durch die Verformung und in der Einstellung der Härte des Fertigerzeugnisses.

Die Verfestigung durch Spannungsalterung erfolgt bei einer Temperatur unterhalb von 200⁰C nicht zufriedenstellend, wohingegen bei Temperaturen oberhalb der Austenitisierungstemperatur, die bei dem in Fig.2 veranschaulichten Stahl 550⁰C beträgt, der gebildete Martensit reversibel in Austenit umgewandelt wird, wodurch der Stahl weicher wird. Aus diesem Grunde ist erfindungsgemäß die Anlaßtemperatur, wie oben angegeben, definiert worden.

Liegt bei der ersten Kaltwalzung die Temperatur zwischen Md₃O und 500⁰C, so ist es nicht erforderlich, die Anzahl an Walzstichen und die in jedem Stich herrschende Walztemperatur im einzelnen festzulegen, da es lediglich erforderlich ist, daß der Walzgrad bis zu der Verformung, die in diesem Temperaturbereich erfolgt, nicht kleiner ist als 20%. Hinsichtlich des Stichplans und der Walztemperatur bestehen keine weiteren Vorschriften. Das bedeutet, daß es wichtig ist, daß die Werkstofftemperatur bei der ersten Verformungsstufe insbesondere unmittelbar vor dem ersten Walzstich zwischen Md₃O und 500" C liegt wobei eine anschließende Temperaturänderung bei der ersten Kaltverformung keine besondere Rolle spielt Im allgemeinen erhöht sich die Stahltemperatur als Folge der Verformung; aber selbst wenn die Temperatur nach dem Walzstich höher ist als die Temperatur bei der vorangehenden Walzung, sofern die Temperatur nicht 500⁰C übersteigt besteht kein

Problem. Hingegen besteht auch kein Problem, wenn die Temperatur künstlich zwischen Mcho und 500⁰C gesteigert oder erniedrigt wird. Außerdem sei bemerkt, daß dann, wenn die Temperatur zu Beginn der ersten Kaltverformung nicht unterhalb von Md3<> liegt, selbst wenn die Temperatur nach dem Walzstich aus irgendwelchen Gründen, wie beispielsweise als Folge des Kühlöls unterhalb von Md3o liegt, dieser Walzstich in die ersten Kaltverformungsteile einbezogen werden kann.

Die Erfindung zeichnet sich durch die zweistufige Verformung mit jeder Verformungsstufe zugeordneten Temperaturbereichen aus. Daraus mag der Eindruck entstehen, daß die Verformung kompliziert ist und der Wirkungsgrad des erfindungsgemäßen Verfahrens gering ist. Dem sei entgegengehalten, daß bei der Erzeugung von dünnem Blattfedermaterial nach dem herkömmlichen einstufigen Verfahren zwecks Erzielung der angestrebten Härte ohne Ausbildung einer zu großen Härte die Menge an gebildetem Martensit genau überwacht werden muß, wodurch es erforderlich ist, die Materialtemperatur während des Walzens in der Nähe der Raumtemperatur genau zu steuern, was dementsprechend zu geringen Walzleistungen führt. Beim erfindungsgemäßen Verfahren ist es während der ersten Kaltwalzung demgegenüber nicht nötig, die Temperaturerhöhung des Werkstoffs genau zu steuern und da außerdem Martensit nicht in großen Mengen gebildet wird, kann es nicht zu zu großen Verfestigungen oder Härtungen kommen, was wiederum das Walzen des Materials erleichtcrt.

Wird auf den Walzplan Sorgfalt verwendet, insbesondere dadurch, daß die Walztemperatur auf die Mdßo-Temperatur abgestimmt wird, so ist es außerdem möglich, den Schlußstich der ersten Kaltverformungsstufe mit dem Eingangsstich der zweiten Kaltverformungsstufe zu verbinden, so daß kurz gesagt keine Gefahr besteht, daß die Produktivität des erfindungsgemäßen Verfahrens geringer ist als die des herkömmlichen Verfahrens.

Das Erwärmen des Werkstoffs vor der ersten Verformungsstufe kann auf beliebige Weise erfolgen.

Zum besseren Verständnis der Erfindung sei auf die Zeichnung verwiesen. In dieser zeigt

F i g. 1 ein grafisches Schaubild, in welchem die Beziehung zwischen der Vickers-Härte und der Dauerfestigkeit eines dünnen Blattfedermaterials aus einem metastabilen, austenitischen, nichtrostenden Stahl, hergestellt nach dem herkömmlichen Verfahren, dargestellt ist,

F i g. 2 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen der Vickers-Härte und der Dauerfestigkeit eines dünnen Blattfedermaterials aus einem metastabilen, austenitischen, nichtrostenden Stahl, der erfindungsgemäß hergestellt wurde, bei gleichzeitiger Darstellung der bereits in F i g. 1 veranschaulichten Beziehung,

F i g. 3a eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen der Vickers-Härte und der Walztemperatur der ersten Kaltwalzung bei einem dünnen Blattfedermaterial aus einem metastabilen, austenitischen, nichtrostenden Stahl hergestellt nach dem erfindungsgemäßen Verfahren,

F i g. 3b eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Dauerfestigkeit und der Walztemperatur der ersten Kaltwalzung bei dem erfindungsgemäß hergestellten Material gemäß F i g. 3a veranschaulicht,

F i g. 4 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen der Biegsamkeit und der Walztemperatur der ersten Kaltwalzung eines dünnen Blattfedermaterials aus einem Stahl, welches erfindungsgemäß hergestellt wurde, und

F i g. 5 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen der Menge an gebildetem Martensit und der Verformungstemperatur bei einer wahren Spannung von 30% bei verschiedenen Temperaturen auf einen metastabilen, austenitischen, nichtrostenden Stahl einwirkt

Die Erfindung wird im folgenden anhand von Beispielen und unter Heranziehen von Vergleichsbeispielen näher erläutert.

Die folgende Tafel 2 enthält die Verformungsbedingungen bei Verformung eines metastabilen austenitischen nichtrostenden Stahls, dessen Md3o-Temperatur bei 42° C liegt, wobei die Proben Nr. 1 bis 5 nach dem erfindungsgemäßen Verfahren verformt werden. Die Proben 7 und 8 stellen Vergleichsversuche dar und die Proben 9 bis 11 sind auf herkömmliche Weise verformt worden. Ist ein metastabiler austenitischer nichtrostender Stahl mit einer Md3o-Temperatur von 0°C mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens verformt worden (Probe Nr. 6) so sind auch die Vickers-Härte und die Dauerfestigkeit, die, wie bereits erwähnt, mit Hilfe der Wechselbiegung-Prüfmaschine an Proben im Walzzustand sowie an bei 400° C eine Stunde lang angelassenen Proben ermittelt wurden, angegeben.

Tafel 2

Proben-Nr.	Md30	Erste Kaltwab.ung	(°/o)	25° C	Zweite Kaltwalzung	Walzgrad	Gesamt-	im Walzzustand	Dauer	AnlaObchandlung	Dauer	K)
	0C	Temperatur Walzgrad		25° C	Temperatur	(%)	abwalzung	Vickers-	festig	400°Cxl h	festig	^O
		(°C)		25° C	(°C)		(o/o)	härte	keit	Vickers-	keit	UJ
								(kg/mm2)	härte	(kg/mm2)	Ui
			61							74	IO /"¥"1
Erfindung			61		50			73		77
1	42	80	27	25	50	80	557	76	561	70
2	42	100	63	25	45	80	571	70	582	70
3	42	100	61	25	70	60	525	67	530	72
4	42	100	61	25	50	90	598	73	6C5	73
5	42	300		25	50	80	555	71	560
6	0	80	17	-10		80	575		590	55
Vergleichsversuch			61		52			53		56
7	42	100		25	50	60	503	51	515
• 8	42	80	55		80	510		519	49
Stand der Technik*)							47		46
9	42				60	518	46	536	40
10	42				80	559	40	586
11	42			90	581	603

*) Bemerkung: Blechdicke 0,45 mm

Die Versuchsbleche wurden wie folgt hergestellt Der auf herkömmliche Weise im Elektroofen hergestellte Stahlblock wurde bei 1200° C durchgeglüht und sodann warm auf ein Blech mit einer Dicke von 4,0 mm ausgewalzt Die Probebleche 4 und 11 wurden bei 1100°C wärmebehandelt Die Probebleche 1.2,5,6,8 und 10 wurden kalt auf eine Dicke von 23 mm gewalzt und sodann bei 1000⁰C wärmebehandelt Die Probebieche 3,7 und 9 wurden kalt auf eine Dicke von 1,1 mm ausgewalzt und sodann bei 900" C wärmebehandelt

Diese Vorbehandlungen wurden ausgeführt, da es erforderlich war, die Dicke des Ausgangsbleches zu variieren, um zu unterschiedlichen Walzgraden beim Walzen zu gelangen und doch konstante Fertigmaße (0,45 mm Dicke) zu erzielen.

Die Bleche mit einer Dicke von 0,45 mm wurden durch das zweistufige Walzen, wie in Tafel 2, Proben Nr. 1 bis 6, angegeben, nach der Lehre der vorliegenden Erfindung hergestellt Bei den Proben 7 und 8 wurden in der Primärwalzstufe ein außerhalb der Erfindung liegender Walzgrad bzw. eine außerhalb der Erfindung liegende Walztemperatur in der zweiten Kaltwalzung angewendet Die Proben 9 bis 11 wurden nach dem Stande der Technik einstufig ausgewalzt

Bei den Proben 1, 4 und 6 wurde bei der ersten Kaltwalzung jeder Walzstich mit der jeweils in Tafel 2 angegebenen Temperatur durchgeführt Bei den Proben 2,3,5,7 und 8 wurde der erste Walzstich bei der jeweils in Tafel 2 aufgeführten Temperatur durchgeführt, während die folgenden Walzstiche innerhalb des erfindungsgemäßen Temperaturbereiches allmählich in Richtung auf die Md3o-Temperatur abgesenkt wurde.

Die Härte der auf herkömmliche Weise verformten Proben 9 bis 11 betrug 518 bis 581 HV bei den im Walzzustand belassenen Proben, wohingegen Vickers-Härten von 563 bis 603 an den angelassenen Proben gemessen wurden. Bei allen herkömmlich verformten Proben liegt jedoch die Dauerfestigkeit unterhalb von 50 kg/mm². Die für die Vergleichsversuche an den Proben 7 und 8 ermittelten Dauerfestigkeiten sind nicht viel besser als die Dauerfestigkeit der auf herkömmliche Weise verformten Bleche. Im Gegensatz dazu liegen bei allen erfindungsgemäß verformten Proben, d.h. den Proben 1, 2, 4, 5 und 6, alle HV-Werte, sowohl vor dem Anlassen als auch nach dem Anlassen, oberhalb von 550 und werden für alle diese Proben Dauerfestigkeiten von mehr als 70 kg/mm² gemessen, was bedeutet, daß eine etwa um 50% gesteigerte Dauerfestigkeit, verglichen mit dem Stand der Technik, erzielt werden kann. Insbesondere die Probe 4 zeigt nach dem Anlassen eine Vickers-Härte von mehr als 600 und eine Dauerfestigkeit Sf von 70 kg/mm². Bei den genannten günstigen Werten handelt es sich hinsichtlich Festigkeit und Dauerfestigkeit um Werte, die in der Fachwelt nicht für möglich gehalten wurden.

Wie bereits erwähnt haben die erfindungsgemäß erzielten Federwerkstoffe aus nichtrostendem Stahl eine weit höhere Dauerfestigkeit als die mit Hilfe herkömmlicher Verfahren erzeugten Federwerkstoffe, wobei insbesondere zu beachten ist, daß trotz gesteigerter Härten ausgezeichnete Dauerfestigkeiten erzielt v/erden. Ferner ist die Biegefähigkeit und auch die Federkonstante des Federwerkstoffs hervorragend. Die Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäß verarbeiteten Materials ist hervorragend und ein weiterer Vorteil liegt darin, daß die Erzeugungskosten geringer sind als beim herkömmlichen Verfahren, so daß die erfindungsgemäß verarbeiteten Stähle mit Vorteil für Rückholfedern in KFZ-Sicherheitsgi'rten verwendet werden können. Es versteht sich, daß die erfindungsgemäß verarbeiteten Werkstoffe eine hervorragende Eignung für Federn jeglicher Art aufweisen. Wenngleich die Erfindung vorstehend anhand von durch Walzen verformten Werkstoffen beschrieben wurde sie unterstrichen, daß die jeweils angewandte Formgebung keine besondere Bedeutung hat. So können die Vorteile der Erfindung auch dann erzielt werden, wenn das Material im Drahtzug gezogen oder im Extruder ausgeformt wird. Das bedeutet, daß sich die Lehre der Erfindung sowohl auf Walzen, als auch auf Ziehen als auch auf Strangpressen anwenden läßt.

Hierzu 3 Blatt Zeichnungen
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Claims (2)

Patentansprüche:

1. Verfahren zum Herstellen von nichtrostenden Federstählen mit hoher Härte und hoher Dauerfestigkeit, bei welchem austenitische, nichtrostende Stähle mit einer solchen Zusammensetzung, daß der Austeiit-Stabilitätsindex Md₃₀ zwischen 0 und + 80° C liegt, bei einer Temperatur von 750 bis 1150° C geglüht werden und die derart wärmebehandelten Stähle einer mehrstufigen Kaltverformung mit einem Gesamtverformungsgrad von wenigstens 50% unterworfen werden, dadurch gekennzeichnet, daß in der ersten KaItverformungsstufe Verformungstemperaturen aus einem Bereich von Μάχ bis 500⁰C und wenigstens 20% betragende Verformungsgrade so gewählt werden, daß die Bildung von Martensit in der ersten Kaltverfor-

rnungsstufe verhindert wird, und daß die zweite Verformungsstufe bei unterhalb von Vazo liegenden Temperaturen und bei einem Verformungsgrad von wenigstens 30% durchgeführt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach der zweiten Kaltverformungsstufe bei einer Temperatur von 200⁰C bis maximal zur Austenit-Bildungstemperatur angelassen wird.