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DE3113844A1 - "ferritfreier, ausscheidungshaertbarer rostfreier stahl" - Google Patents

"ferritfreier, ausscheidungshaertbarer rostfreier stahl"

Info

Publication number
DE3113844A1
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Authority
DE
Germany
Prior art keywords
weight
nitrogen
steel
aluminum
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
DE19813113844
Other languages
English (en)
Inventor
Harry 45042 Middletown Ohio Tanczyn
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Armco Inc
Original Assignee
Armco Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Armco Inc filed Critical Armco Inc
Publication of DE3113844A1 publication Critical patent/DE3113844A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

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  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

ARMCO INC. 2. April 1981
703 Curtis Street
Middletown, Ohio 45043 / V.St.A.
Unser Zeichen: A 1854
Ferritfreier, ausscheidungshärtbarer rostfreier Stahl
Die Erfindung betrifft einen ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahl, der in seinen verschiedenen Zuständen einphasig ist und eine Festigkeit, Härte und Duktilität besitzt, die denjenigen von nominellen 17-7 PH rostfreien Stählen, welche in der Regel bis zu etwa 15 % Delta-Ferrit in allen Zuständen enthalten, überlegen sind. Obwohl nicht darauf beschränkt, eignet sich der erfindungsgemäße Stahl doch besonders als Federstahl.
Der erfindungsgemäße Stahl zeigt eine gute Warmbearbeitbarkeit, erbesitzt die Fähigkeit, ohne zwischenzeitliche Glühung durch Kaltziehen um bis zu 90 % vermindert werden zu können, besitzt eine hohe elastische Festigkeit und eine gleichförmige Martensit-Umwandlungstemperatur unterhalb Umgebungstemperatur.
Dr.Ha/Ma 130062/0738
Wie dem Fachmann bekannt ist, erfordert die Wärmebehandlung von 17-7 PH Stählen die folgenden Stufen:
Lösungsglühung bei 1038° ί 14°C (für Stäbe oder Draht) oder bei 1066° ± 14°C (für Blech oder Band) während mindestens 30 Minuten zur Erzielung des Zustands A.
90-minutige Austenit-Konditionierung bei 760° ± 14°C.
Umwandlung von Austenit in Martensit durch Abkühlung innerhalb 1 Stunde auf 10 bis 15,6°C für mindestens 30 Minuten zur Erzielung des Zustands T.
Ausscheidungshärtung durch 90-minutiges Erwärmen auf 565,6° ± 5,6°C (1050°F), gefolgt von einer Luftkühlung auf Raumtemperatur zur Erzielung des Zustands TH 1050.
Bessere mechanische Eigenschaften werden durch die folgende alternative Behandlung von Material mit dem Zustand A erzielt:
10-minutige Austenit-Konditionierung bei 954° ± 9°C .(17500F) und Luftkühlung/ was den Zustand A 1750 ergibt.
Umwandlung von Austenit in Martensit durch Abkühlung innerhalb 1 Stunde auf -73,3° ± 5,5°C (-1000F) und 8-stündiges Halten auf dieser Temperatur, wobei sich der Zustand R 100 einstellt.
Ausscheidungshärtung durch 60-minutiges Erwärmen auf 510° ± 5,50C (9500F), gefolgt von einer Luftkühlung auf Raumtemperatur, wobei sich der Zustand RH 950 einstellt.
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Die besten mechanischen Eigenschaften erhält man durch eine alternative Behandlung von Material im Zustand A wie folgt:
Kaltverminderung um mindestens 50 % (auf dem Walzwerk)/ wobei Austenit in Martensit umgewandelt wird und sich der Zustand C einstellt.
Ausscheidungshärtung durch 30-minutiges Erwärmen auf 482,2°·± 5,5°C (9000F) (Stab und Draht), bzw. 60-minutiges Erwärmen (Blech und Band), gefolgt von einer Luftkühlung auf Raumtemperatur, wobei sich der Zustand CH 9.00 einstellt.
Der Stahlhersteller liefert in der Regel 17-7 PH rostfreien Stahl im Zustand A oder Zustand C in Form von Band, Blech, Platten, Stäben oder Draht. Der Käufer führt dann in der Regel die gewünschte Verarbeitung des Materials mit dem Zustand A oder dem Zustand C in Form der vorstehend beschriebenen Behandlungsstufen zur Erzielung des Zustands TH 1050, des Zustands RH 950 oder des Zustands CH 900 durch.
SAE stellt die folgende Zusammensetzung in Gew.% für 17-7 PH Stahl in AMS 5528D (revidiert am 15.1.78) auf:
Höchstens 0,09 % Kohlenstoff, höchstens 1,00 % Mangan, höchstens 1,00 % Silicium, höchstens 0,040 % Phosphor, höchstens 0,030 % Schwefel, 16,00 bis 18,00 % Chrom, 6,50 bis 7,75 % Nickel, 0,75 bis 1,50 % Aluminium und Rest Eisen.
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Üblicher, wie vorstehend beschrieben hergestellter 17-7 PH rostfreier Stahl bietet zahlreiche Probleme, einschließlich der Bildung von Spannungsrissen während des Kaltziehens, der Umwandlung von Material mit dem Zustand A bei etwa -18°C (00F), Wasserstoff-Versprödung des Delta-Ferritbestandteils während einer Kupferplattierung (die als Gleitmittel für das Drahtziehen aufgebracht wird), ungleichmäßige Eigenschaften im Zustand C und im Zustand CH 900 und das Erfordernis von doppelten oder dreifachen Behandlungen zur Umwandlung von 33 cm Blöcken zu 10 cm Vierkant-Knüppeln.
Die vorstehenden Probleme entstehen in erster Linie durch die Anwesenheit von etwa 10 bis etwa 15 % Delta-Ferrit, der in sämtlichen verschiedenen Behandlungszuständen des Stahls unverändert bleibt. Der Delta-Ferrit ist der Entstehungsort von Brüchen während einer mechanischen Verformung. Beim Kaltziehen von Stab und Draht entwickelt sich eine Längsspaltung, die durch Bereiche von Delta-Ferrit fortschreitet. Da überdies Delta-Ferrit durch eine Kaltbearbeitung oder eine Warmbehandlung nicht im gleichen Maße wie die Austenitmatrix verfestigt wird, verhindert der Delta-Ferritgehalt die Erzielung der maximal möglichen mechanischen Eigenschaften von 17-7 PH Stahl.
Die Anwesenheit von etwa 10 bis 15 % Ferrit in üblichem 17-7 PH Stahl im lösungsgeglühten Zustand ist ein unmittelbares Ergebnis des Mangels an metallurgischer Stabilität. Der Aluminiumgehalt von 17-7 PH Stahl setzt die niedrigste Temperatur, bei welcher Delta-Ferrit eine stabile Phase darin bildet, herab. Erwärmen und eine mechanische Warmbearbeitung erzeugen somit keine zur Erzielung einer vollständig austenischen Struktur ausreichende chemische Homogenisierung, wie sie in Stahl vom AISI-Typ 301 (der sehr wenig Aluminium enthält) erreicht wird.
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Trotz der vorstehend besprochenen Probleme wurde die Anwesenheit von Delta-Ferrit in Mengen bis zu etwa 15 % in üblichen 17-7 PH Stählen toleriert/ da es als erforderlich angesehen wurde, so weite Handelsbereiche zu spezifizieren, daß dem Stahlerzeuger ein Betrieb innerhalb praktischer Grenzen möglich war.
Frühere Patente betreffend 17-7 PH Stähle sind die US-Patentschriften 2 505 763, 2 505 764, 2 506 558 und 2 553 707.
Soweit bekannt, führten die bisherigen Versuche zur Modifizierung der üblichen Handelsbereiche für 17-7-PH Stähle entweder nicht zur Ausschaltung von Delta-Ferrit oder sie ergaben ungünstige Einflüsse auf andere erwünschte Eigenschaften des Stahls.
In der US-Patentschrift 3 253 908 ist ein ausscheidungshärtbarer Stahl beschrieben, der in seinen weitesten Bereichen aus etwa 9,00 bis 20,00 % Chrom, 2,50 bis 8,00 % Nickel, 0,70 bis 2,50 % Aluminium, 1 bis 5 % Molybdän, wobei die Summe von Chrom und Molybdän 14 bis 21 % beträgt, 0,10 bis 0,40 % Stickstoff, höchstens 0,12 % Kohlenstoff, höchstens 8,00 % Mangan, wobei der Mangengehalt dem Nickelgehalt umgekehrt proportional ist, höchstens 2,00 % Silicium, höchstens o,050 % Phosphor, höchstens 0,050 % Schwefel und im übrigen im wesentlichen aus Eisen besteht. Bei diesem Stahl sind Stickstoff und Molybdän wesentliche Bestandteile; trotz der ausgeprägten Fähigkeit von Stickstoff zur Austenitbildung wird jedoch angegeben, daß dieser Stahl Delta-Ferrit in Mengen von nicht über etwa 10 Volumenthält. Der hohe Stickstoffgehalt stellt ein Problem dar, da er mit dem für die Ausscheidungshärtung zugesetzten Aluminium reagiert und die gebildeten Aluminiumnitridverbindungen
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in dem erstarrten Metall eingeschlossen bleiben, was einen ungünstigen Einfluß auf die Duktilität und die Kaltverformbarkeit ausübt.
Die als wesentlich genannte Anwesenheit von Molybdän stellt ein weiteres Problem dar, da es ein sogar noch stärkerer Ferritbildner ist als Chrom.
Auch in der US-Patentschrift 3 071 460 wird ein rostfreier, ausscheidungshärtbarer Chrom-Nickel-Aluminiumstahl mit einem absichtlichen Stickstoffzusatz von 0,10 bis 0,40 % beschrieben, dessen Kohlenstoffgehalt auf einen kritisch niedrigen Wert von höchstens 0,03 % beschränkt ist; der in dieser Patentschrift beschriebene Stahl enthält kein Molybdän.
Die US-Patentschrift 3 117 861 beschreibt einen rostfreien ausscheidungshärtbaren Chrom-Nickel-Aluminiumstahl mit absichtlichen Zusätzen von mindestens einem der Elemente Titan, Zirkon oder Uran zur Reaktion mit dem in dem Stahl gelösten Stickstoff, wodurch störende Einschlüsse von Aluminiumnitriden vermieden werden. Diese Modifikation diente in erster Linie der Vermeidung einer Porosität beim Schweißen entlang der Verbindung der Schweißraupe mit dem Basismetall.
Ein "Effect of Composition and Section Size on Mechanical Properties of Some Precipitation Hardening Stainless Steels" betitelter Artikel von W.C. Clarke, Jr. und H.W. Garvin, ASTM Special Technical Publication Nr. (1965), Seiten 151-158, behandelt das Problem einer schlechten Querduktilität in breiten Abschnitten und in der kurzen Querrichtung in dünnen Abschnitten in Legierungen wie 17-7 PH und PH 15-7 Mo Stahl. Die Anwesenheit größerer
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Mengen Delta-Ferrit und Ausscheidungen an den Außenzonen der Delta-Ferritpools wird für dieses Problem verantwortlich gemacht. Studien haben gezeigt, daß Wärmebehandlungen jeglicher Art keine Verbesserung der Querduktilität ergaben und in gleicher Weise zeigte ein Umschmelzen im Vakuum keine Wirkung.
Eine als PH 13-8 Mo bezeichnete modifizierte Zusammensetzung wird beschrieben, in welcher Aluminium immer noch als Härtungsmittel verwendet wird, die frei von Delta-Ferrit ist und somit eine gute Querduktilität zeigt, insbesondere wenn eine doppelte Vakuumschmelzung durch Induktionsschmelzen und Umschmelzen durchgeführt wird. Die als PH 13-8 Mo bezeichnete Modifikation weist eine beträchtliche Herabsetzung des Kohlenstoffgehalts auf einen Wert von etwa 0,025 % sowie eine Herabsetzung des Chromgehalts auf 13 %, eine Zunahme des Nickelgehalts auf 8 % und einen Zusatz von etwa 2,25 % Molybdän, verglichen mit dem 17-7 PH Stahl, auf. Die modifizierte Legierung ist in der lösungsgeglühten Form martensitisch und kann durch eine einfache Behandlung bei niedriger Temperatur ausscheidungsgehärtet werden.
Bei -der Besprechung von 17-7 PH Stahl und PH 15-7 Mo Stahl stellen die Autoren fest:
"Bei den in Frage stehenden Chromgehalten ergeben notwendige Ausgleiche der Zusammensetzung eine sekundäre strukturelle Phase, die aus ziemlich großen Mengen Delta-Ferrit besteht. Diese Phase kann bis zu 12 bis 30 % der Struktur in diesen beiden Legierungen bilden. Es wurde beobachtet, daß Delta-Ferrit die Querduktilität in anderen martensitischen rostfreien Stählen beeinträchtigt und das gleiche tut er auch in diesen Legierungen."
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Obwohl der vorstehende Artikel 1965 bereits veröffentlicht wurde, stellt er doch noch eine derzeit zutreffende Beschreibung des Standes der Technik in bezug auf Legierungen dieser Art dar.
Es ist offensichtlich, daß die Lösung, zu der man bisher gelangte, in erster Linie eine Herabsetzung des Kohlenstoff- und Chromgehalts zur Ausschaltung der Existenz von Delta-Ferrit umfaßt. Diese Modifikationen resultieren in dem Verlust einer stabilaustenitischen Struktur und in einer scharfen Zunahme der in den Legierungen in verschiedenen Behandlungszuständen erzielbaren Mindesthärte. Die Kaltverformbarkeit der Stähle mit den niedrigen Kohlenstoff- und Chromgehalten ist ebenfalls beschränkt.
Offensichtlich besteht daher immer noch ein Bedürfnis für einen rostfreien ausscheidungshärtbaren Stahl ohne die den Aluminium als Härtungsmittel enthaltenden bekannten Legierungen dieser Art anhaftenden Probleme oder Nachteile.
Hauptaufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines rostfreien, ausscheidungshärtbaren Chrom-Nickel-Aluminium-Eisenstahls mit weniger als 5 % Delta-Ferrit in allen Behandlungszuständen, welcher im lösungsgeglühten Zustand eine höhere Spannungsduktilität und eine niedrigere Zugfestigkeit als üblicher rostfreier Stahl aufweist, bei der Kaltbearbeitung keine auf Delta-Ferrit zurückzuführenden Spannungsrisse zeigt und bei Temperaturen bis herab zu etwa -190C (-200F) ausgezeichnete metallurgische Stabilität besitzt.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines solchen Stahls mit verbesserter Warmbearbeitbarkeit von Blöcken und Knüppeln, und welcher ohne einen mechanischen
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Bruch stärker kaltbearbeitet werden kann als ein üblicher 17-7 PH Stahl und der insbesondere die Fähigkeit besitzt, ohne zwischenzeitliche Glühung unter einer Querschnittsverminderung um etwa 90 % kaltgezogen weiden zu können.
Die vorstehenden Aufgaben werden in dem erfindungsgemäßen Stahl durch eine kritische Abstimmung der Kohlenstoff-, Mangan, Silicium-, Chrom-, Nickel-, Aluminium- und Stickstof fgehalte erzielt. Zusätzlich muß Molybdän auf Restwerte von nicht über 0,5 % beschränkt werden. Bor kann wahlweise zur Unterstützung der Carbidausscheidung in der den austenitisehen Zustand bewirkenden Wärmebehandlung zugesetzt werden. Titan und/oder Cer können zur Steuerung der Aluminiumnitridbildung zugegeben werden.
Die Erfindung schafft einen ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahl, der in allen Behandlungszuständen im wesentlichen einphasig ist und aus 0,07 bis 0,12 Gew.% Kohlenstoff, 0,20 bis 3,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,07 Gew.% Phosphor, höchstens 0,15 Gew.% Schwefel, höchstens 2,0 Gew.% SiIiCiUmx 15,5 bis 17,5 Gew.% Chrom, 6,0 bis 9,0 Gew.% Nickel, 0,95 bis 2,50 Gew.% Aluminium, 0,005 bis 0,20 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens 0,75 Gew.% Kupfer, bis zu 0,07 Gew.% Bor, bis zu 0,12 Gew.% Titan, wenn der Stickstoffgehalt 0,035 Gew.% nicht übersteigt, bis zu 0,05 Gew.% Cer, wenn der Stickstoff 0,035 Gew.% übersteigt, und im übrigen im wesentlichen aus Eisen besteht.
Ein Kohlenstoffgehalt innerhalb des angegebenen Bereichs ist für die ausgeprägte Austenitbildung und die Stabilisierung des Austenits wesentlich.
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Mangan ist für die Stabilisierung vorher gebildeter austenitischer Mikrostrukturen erforderlich.
Silicium ist auf höchstens 2,0 Gew.% und vorzugsweise auf höchstens 1,0 Gew.% beschränkt, da es ein Ferritbildner ist.
Chrom ist natürlich für die Korrosionsbeständigkeit wesentlich. Es ist auf 15,5 bis 17,5 Gew.% und vorzugsweise 16,0 bis 17,0 Gew.% beschränkt, da es ein Ferritbildner ist.
Nickel ist wegen seiner Fähigkeit zur Austenitbildung und als Ausscheidungshärtungsmittel wesentlich. Es befindet sich innerhalb des vorstehend angegebenen Bereichs mit Chrom im Gleichgewicht; dieser Bereich beträgt vorzugsweise 6,5 bis 8,0 Gew.%.
Aluminium ist als Ausscheidungshärtungsmittel wesentlich. Bei weniger als 0,95 Gew.% Aluminium reicht der Volumanteil an Nickel-Aluminiumverbindungen, der für eine Interferenzhärtung zur Verfügung steht, nicht zur Entwicklung einer Mindest-Rockwell-Härte C38 im TH1050 Zustand oder einer Mindest-Rockwell-Härte C42 im RH 950 Zustand aus. Da Aluminium ein Ferritbildner ist, ist sein Gehalt auf höchstens 2,50 Gew.% beschränkt.
Stickstoff ist wegen seiner großen Fähigkeit zur Austenitbildung erforderlich und ist vorzugsweise in einem Bereich von 0,02 bis 0,08 Gew.% zugegen.
Aluminium ist ein wirksameres Ausscheidungshärtungsmittel als Kupfer, da Kupfer eine um das 3,3-fache höhere Dichte als Aluminium besitzt. 1,0 Gew.% Aluminium liefern somit
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ebensoviel Atome wie 3,3 Gew.% Kupfer. Da die Löslichkeitsgrenze von Kupfer in Eisen-Chrom-Nickellegierungen etwa 4 % beträgt und da "freies" Kupfer die Warmwalzbarkeit sehr ungünstig beeinfluß, ist der Volumenanteil an Nickel-Kupfer-Verbindungen, der für eine Interferenzhärtung zur Verfügung steht, sehr beschränkt im Vergleich zu Aluminium. Kupfer ist auch wesentlich teurer als Aluminium.
Eine bevorzugte Zusammensetzung besteht im wesentlichen aus 0,07 bis 0,09 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 1,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phorphor, höchstens 0,025 Gew.% Schwefel, höchstens 1/0 Gew.% Silicium, 16,0 bis 17,0 Gew.% Chrom, 6,5 bis 8,00 Gew.% Nickel, 1,05 bis 1,75 Gew.% Aluminium, 0,02 bis 0,08 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens o,50 Gew.% Kupfer, höchstens 0,12 Gew.% Titan, wobei Titan etwa das 3,5-fache des Stickstoffgehalts beträgt, wenn Stickstoff 0,035 Gew.% nicht übersteigt, 0,001 bis 0,05 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus Eisen.
Eine bevorzugte Zusammensetzung mit einem leicht erhöhten Kohlenstoffgehalt, einem absichtlichen Stickstoffzusatz und dem Ersatz von Titan durch Cer zur Verhinderung der Bildung von Aluminiumnitriden besteht im wesentlichen aus 0,07 bis 0,12 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 1,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,03 Gew.% Schwefel, höchstens 1,0 Gew.% Silicium, 16,5 bis 17,5 Gew.% Chrom, 6,75 bis 7,75 Gew.% Nickel, 1,05 bis 1,75 Gew.% Aluminium, mehr als 0,035 bis zu 0,20 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.% Kupfer, 0,004 bis 0,02 Gew.% Cer, 0,001 bis 0,05 Gew.% Bor und im übrigen.aus Eisen.
Bei der ersten der vorstehend genannten bevorzugten Ausführungsformen erzielt man optimale Ergebnisse, wenn man den Kohlenstoffgehalt auf oder nahe bei höchstens 0,09 Gew.%
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hält, den Mangan- und Siliciumgehalt auf die niedrigsten praktikablen Werte einstellt, den Nickelgehalt auf mindestens etwa 7,25 Gew.% hält, den Aluminiumgehalt auf oder nahe auf 1,4 Gew.% beschränkt, Molybdän auf den niedrigsten praktikablen Wert einstellt, Stickstoff auf oder nahe bei 0,035 Gew.% hält und den Titangehalt auf das etwa 3,5-fache des Stickstoffgehalts einstellt.
Bei üblichem 17-7 PH Stahl wird ein Maximum von 0/030 Gew.% Schwefel angegeben, um den Einfluß von Sulfidpartikelchen auf die Neigung zur Längsspaltung während der Kaltbearbeitung auf einem Minimum zu halten. Da der erfindungsgemäße Stahl im wesentlichen ferritfrei ist, ist ein Merkmal der Erfindung, daß Schwefel sowohl in der weiten als auch in den bevorzugten Zusammensetzungen zur Erzielung einer guten spanabhebenden Bearbeitbarkeit bis auf etwa 0,15 Gew.% erhöht werden kann.
Bei der bevorzugten Zusammensetzung, bei welcher der Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt über den bei derzeit üblichen Zusammensetzungen maximal zulässigen Wert erhöht wird, wird Titan weggelassen und an seiner Stelle wird Cer zur Verhinderung der Bildung von Aluminiumnitridverbindungen verwendet. Nahezu das gesamte Aluminium steht somit als Ausscheidungshärtungsmittel zur Verfügung. Es wurde gefunden, daß Cer nicht in einem stöchiometrischen Verhältnis zum Stickstoff zugesetzt werden muß, da Cer offensichtlich mit dem Stickstoff eine Art Komplex bildet.
Die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls machen ihn ideal geeignet für die Herstellung von Produkten wie kaltgeformten und/oder zerspanten Produkten, Federstahlprodukten, einschließlich Schraubenfedern, Antennenstäben, Fischangeln, Blattfedern, Balgen, Schleifkugeln, Rollen- und Kugellagern.
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Der erfindungsgemäße Stahl kann den üblichen Behandlungen zur Erzielung der verschiedenen, eingangs beschriebenen Zustände unterworfen werden. Genauer ausgedrückt kann Stahl im Zustand A durch Erhitzen auf etwa 955 bis etwa 11200C während einer zur Lösung von Kohlenstoff- und Stickstoffverbindungen ausreichenden Zeit und anschließendes Abkühlen auf Raumtemperatur mittels Luft, Öl oder Wasser zur Erzielung des Zustands A 1750 lösungsgeglüht werden. Wie bereits gesagt, unterstützt der Borzusatz in dem erfindungsgemäßen Stahl die Ausfällung von Carbiden bei der Äustenitbildung. Eine Umwandlung des lösungsgeglühten Materials in alpha-Martensit kann dann entweder durch erneutes Erhitzen auf etwa 650 bis etwa 925°C während bis zu 3 Stunden und Abkühlen auf etwa 10 bis etwa 15,50C (Zustand T) oder Kühlen auf etwa -730C und Verweilzeiten auf dieser Temperatur von bis zu acht Stunden zur Erzielung des Zustands R 100 oder durch Kaltbearbeitung des lösungsgeglühten Materials unter etwa 50 bis 95%iger Dickeverminderung oder Verminderung der Querschnittsfläche zur Erzielung des Zustands C bewirkt werden. Schließlich wird eine Ausscheidungshärtung durch Erhitzen auf eine Temperatur im Bereich von etwa 425 bis etwa 525°C während bis zu acht Stunden und anschließende Abkühlung auf Raumtemperatur erzielt.
Die verbesserte Duktilität des erfindungsgemäßen Stahls bedeutet einen ausgeprägten Vorteil/ da der Stahl vom Stahlhersteller an die Verarbeiter im Zustand C oder Zustand CH geliefert und dann in die fertigen Gegenstände verarbeitet werden kann, die einer Ausscheidungshärtung unterworfen werden. Wie bereits gesagt, besteht ein weiterer Vorteil darin, daß der erfindungsgemäße Stahl in einer einzigen Kaltverminderungsstufe ohne zwischenzeitliche Glühungen um bis zu 90 % kaltvermindert werden kann (Zustand C), was mit üblichem 17-7 PH Stahl nicht möglich ist.
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Bekanntlich erzielt man Verbeserungen der Zähigkeit, des Widerstands gegen eine Korrosion an den Korngrenzen und der Ermüdungsfestigkeit durch Wiederholung der Umwandlungsbehandlung von Material mit dem Zustand T oder dem Zustand R 100 vor der Ausscheidungshärtung.
Versuchsschmelzen innerhalb der bevorzugten Zusammensetzungsbereiche wurden hergestellt und diese Zusammensetzungen sind in Tabelle I angegeben. Mechanische Eigenschaften in verschiedenen Zuständen wurden bestimmt und sind in Tabelle II für die Probe 3 (eine bevorzugte, absichtlich zugesetzten Stickstoff und Cer enthaltende Ausführungsform) und für einen üblichen 17-7 PH Stahl angegeben.
In Tabelle III sind Zug- und Streckfestigkeiten für einen absichtlichen Stickstoffzusatz und Cer enthaltende Proben 3, 4 und 5 für Verminderungen um 50 bis 89 % beim Kaltziehen im lösungsgeglühten Zustand A, im umgewandelten Zustand und im ausscheidungsgehärteten Zustand angegeben.
Die Daten der Tabelle II und III zeigen, daß der erfindungsgemäße Stahl Zug- und Streckfestigkeitsgrenzen besitzt, die mit denjenigen von üblichem 17-7 PH Stahl vergleichbar sind, wobei jedoch der erfindungsgemäße Stahl höhere Dehnung und Querschnittsverminderung zuläßt. Die Verbesserung der Duktilität des erfindungsgemäßen Stahls ist während der Verarbeitung von kaltgezogenem oder kaltgewalztem Material wichtig, um mechanische Brüche darin auf einem Minimum zu halten. Es ermöglicht dies die Erzielung von Federstahleigenschaften in einem weiten Bereich von Draht- und Stabgrößen.
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Die Werte der Proportionalgrenze oder der elastischen Festigkeit bilden die Basis der Belastungskapazitäten für Federstahlprodukte. Die hohen Werte von etwa 170 bis mehr als 190 ksi der erfindungsgemäßen Stähle ergeben somit eine beträchtliche Verbesserung gegenüber üblichem 17-7 PH Stahl, der eine Elastizitätsgrenze im Bereich von etwa 105 bis 110 ksi zeigt.
Wie bereits gesagt, erlaubt die verhältnismäßig hohe Duktilität des erfindungsgemäßen Stahls seine Verarbeitung zu fertigen Gegenständen im Zustand C oder sogar im Zustand CH. Der Gehalt an löslichem Kohlenstoff des erfindungsgemäßen Stahls ist so, daß die Martensit-Umwandlungstemperatur etwa -34°C (-200F) beträgt, was ihn gegen eine Umwandlung während der Verschickung bei kalter Witterung schützt, jedoch keine zu kostspielige Umwandlungsbehandlung für einen Hersteller erfordert, wenn Material im Zustand A geliefert und die daraus hergestellten Produkte Behandlungen unterworfen werden, die zum Zustand A 1750 und Zustand R 100 führen..
Die Zunahme der Zug- und Streckfestigkeit bei verschiedenen Behandlungsbedingungen sind von entsprechender Härtezunahme begleitet. So zeigt beispielsweise ein Material mit dem Zustand A eine Brinnel-Härte von etwa 180, welche für den Zustand T auf etwa 260 und für den Zustand TH und Zustand C auf etwa 430 ansteigt.
Zur Erläuterung der kritischen Abstimmung der Elemente, die zu einer faktischen Ausschaltung von Delta-Ferrit in dem erfindungsgemäßen Stahl führt, wird in Tabelle IV ein üblicher 17-7 PH Stahl mit erfindungsgemäßen Stählen verglichen.
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Weitere Schmelzen von erfindungsgemäßen Stählen wurden hergestellt und auf ihre mechanischen Eigenschaften in verschiedenen Behandlungszuständen getestet. Die Zusammensetzungen dieser Schmelzen sind in Tabelle V angegeben und die mechanischen Eigenschaften derselben sind in Tabelle VI zusammengefaßt; die Proben wurden aus 5,1 cm dicken Knüppeln in 2,54 mm dickes Band übergeführt.
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σ> to
Tabelle I Zusammensetzung - Gew.%
Probe C Mn P S Si Cr Ni Al N Ti Ce
1 0,095 0,54 0,020 0,014 0,34 1 6,89 7,28 1,24 0,022 0, 060
2 0,10 0,50 0,022 0,023 0,34 1 6,82 7,31 1 ,21 0,031 0, 067
3 0,076 0,87 0,012 0,014 0,60 1 7,08 7,34 1,07 0,10 -
4 0,081 0,85 0,012. 0,019 0,50 1 6,72 7,26 1 ,02 0,11 . -
5 0,083 1 ,07 0,012 0,013 0,81 1 7 ,07 7,20 1 ,19 0,095 -
Mo < 0,5 %, Cu < 0, 5 %
% Delta-Ferrit: Proben 1 und 2 < 0,5 %, Proben 3-5=0
0,005
CO OO
Tabelle II
Probe
Zustand
Reißfestigkeit
2 kg/mm
Mechanische Eigenschaften
0,2% Streckfestigkeit kg/itim
Elastische Festigkeit kg/mm
% Dehnung in 5,1 cm
% Flächenminderung
■ν, ο -J co
üblicher 17-7 PH-Stahl
üblicher 17-7 PH-Stahl
C (Ringe von warmgewalztem 6,35 mm 0-Stabstahl; lösungsgeglüht bei 10380C; kaltgezogen zu 4,45 mm 0 Stabstahl in Ringen; ausgerichtet und zugeschnitten)
CH (Zustand C + 4540C
- 1 Std., Luftkühlung)
CH (Zustand C + 4820C
- 1 Std., Luftkühlung)
CH (Zustand C + 51O0C
- 1 Std., Luftkühlung)
C (Behandlung wie vorst. unter 3)
CH (Zustand C + 4820C - 1 Std., Luftkühlung)
145,8
(Mittel
wert 2)		 140,1
(Mittel
wert 2)		 137,1 10,0
(Mittel
wert 2)		 42,0
(Mittel
wert 2)
178,0 174,4 135,7 10,5 38,9
176,7
(Mittel
wert 2)		 167,0
(Mittel
wert 2)		 121,6
(Mittel
wert 2)		 10,0
(Mittel
wert 2)		 41,1
(Mittel
wert 2)
166,8
(Mittel
wert 2)		 154,2
(Mittel
wert 2)		 12,2
(Mittel
wert 2)		 39,4
(Mittel
wert 2)
146,9
181,4
75,9
4,0
4,0
35,0
35,0
<s*
CO
CO OO
Zustand Tabelle III 0,2% Streck
festigkeit		 Probe 4 0,2% Streck
festigkeit		 Probe 5 0,2% Streck
festigkeit
A (6,35 ram 0-Stab,
gebeizt)		 (32) 22,5 Reißfestig
keit		 (30) 21,1 Reißfestig
keit		 (32) 22,5
2
Mechanische Eigenschaften - kg/mm		 (101) 71,0 (103) 72,4
C (A kaltgezogen
50 % Verminderung)		 Probe 3 (199)139,9 (211)148,3 (210)147,6
to CH (C + 4820C
- 1 Std.,
luftgekühlt)		 Reißfestig
keit		 (238)167,3 (223)156.8 (246)172,9 (221)155,4 (245)172,2
O C (A kalt gezogen
60 % Verminderung)		 (100) 70,3 (227)159,6 (264)185,6 (229)161.0 (257)180,7 (231)162,4
062 C1H (C + 482°C
1 Stdt.,
luftgekühlt		 (260)182,8 (241)169,4 (261)183,5 (240)168,7 (263)184,9
/0738 C" (A kaltgezogen
89 % Verminderung)		 (207)145,5 (295)207,4 (282)198,2 (287)201,8 (279)196,1 (297)208,8
C11H (C" + 4820C
1 Std.,
luftgekühlt)		 (251)176,5 (343)241,1 (302)212,3 (338)237,6 (311)218,6 (351)246,8
(238)167,3 (353)248,2 (362)254,5
(277)194,7
(305)214,4
(357)251,0
Tabelle IV
Probe 0 C Mn 0 Si 16 Cr Ni 41 1 Al 0 N % Delta-
Ferrit
(10,2 cm
Knüppel)		 % Delta-
Ferrit
(0,64 cm
Stab)
17-7 PH 0 ,064 0,54 0 ,25 16 ,87 7, 60 1 /09 0 ,030 18 15,0
6* ,087 0,92 0 ,39 . 16 ,90 7, 50 1 ,26 0 ,029 7 1,7
13006 7* 0,083
*erfindungsgemäße		 0,84
Stähle		 ,57 ,28 7, ,12 ,032 0 0
ro V
'073 Tabelle
00
Zusammensetzung - Gew.%
Probe
Mn
Cr
Ni
Al
Mo
Cu
Ti
t > ί
8 0 ,091 0, 91 0 ,38 16 ,92 7 ,51 1, 12 0 ,21 0, 32 0 ,031 0, 046
9 0 ,082 0, 89 0 ,33 17 ,10 7 ,36 1, 19 0 ,14 0, 11 0 ,032 0, 064
10 0 ,087 0, 80 0 ,32 17 ,01 7 ,57 0, 15 0 ,15 0, 12 0 ,024 0, 062
OO
Tabelle VI Reiß
festig
keit
kg/cm		 0,2%
Streck
grenze
kg/cm2 		%
Dehnung
in 5,1 cm
Mechanische Eigenschaften 102,6 51,3 17
robe Zustand 115,3 87,9 13
δ TH 1050 116,7 90,0 12
9 Il 132,9 116,7 11
10 Il 142,7 124,4 9
δ RH 950 146,9 130,δ 11
9 Il 151,1 147,6 6
10 Il 150,4 141,3 6
δ Zustand C* 147,6 142,7 10
9 167,7 162,1 3,0
10 Il 1δ6,3 162,δ 4,0
δ Zustand
CH-900		 185,6 164,2 2,0
9 Il
10 ■>
* Zustand C = 60 % Kaltverminderung
130062/0738

Claims (7)

Dipl.-Ing. Dipl.-Chem. Dipl.-Ing. O 1 i O Ω / / E. Prinz - Dr. G. Hauser - G. Leiser ·* ' I <3 ο η 4 Ernsbergerstrasse 19 8 München 60 ARMCO INC. 2. April 1981 703 Curtis Street Middletown, Ohio 45043 / V.St.A. Unser Zeichen: A 1854 Patentansprüche
1. Ausscheidungshärtbarer rostfreier Stahl, der in allen Behandlungszuständen weniger als 5 Volum-% Ferrit enthält, bestehend aus 0,07 bis 0,12 Gew.% Kohlenstoff, 0,20 bis 3,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,07 Gew.% Phosphor, höchstens 0,15 Gew.% Schwefel, höchstens 2,0 Gew.% Silicium, 15,5 bis 17,5 Gew.% Chrom, 6,0 bis 9,0 Gew.% Nickel, 0,95 bis 2,50 Gew.% Aluminium, 0,005 bis 2,0 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens 0,75 Gew.% Kupfer, bis zu 0,12 Gew.% Titan, wenn Stickstoff 0,035 Gew.% nicht übersteigt, bis zu 0,05 Gew.% Cer, wenn der Stickstoffgehalt mehr als 0,035 Gew.% beträgt, bis zu 0,07 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus. Eisen.
2. Ausscheidungshärtbarer, rostfreier, in allen Behandlungszuständigen im wesentlichen einphasiger Stahl, bestehend aus 0,07 bis 0,09 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 1,0 Gew.% Mangan, höchstensO,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,025 Gew.% Schwefel, höchstens 1,0 Gew.% Silicium, 16,0 bis 17,0 Gew.% Chrom, 6,5 bis 8,00 Gew.% Nickel, 1,05 bis
Dr.Ha/Ma 130062/0738
1,75 Gew.% Aluminium, 0,02 bis 0,08 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.% Kupfer, höchstens 0,12 Gew.% Titan, wobei der Titangehalt das etwa 3,5-fache des Stickstoffgehalts beträgt, wenn letzterer 0,035 Gew.% nicht übersteigt, 0,001 bis 0,5 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus Eisen.
3. Ausscheidungshärtbarer, rostfreier, in allen Behandlungszuständen im wesentlichen einphasiger Stahl/ bestehend aus 0,07 bis 0,12 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 1,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,03 Gew.% Schwefel, höchstens 170 Gew.% Silicium, 1675 bis 17,5 Gew.% Chrom, 6,75 bis 7,75 Gew.% Nickel, 1,05 bis 1,75 Gew.% Aluminium, mehr als O7035 bis 0,20 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.% Molybdän, höchstens O750 Gew.% Kupfer, 0,004 bis 0,02 Gew.% Cer7 07001 bis 0705 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus Eisen.
4. Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt etwa O709 Gew.%, der Nickelgehalt mindestens etwa 7,25 Gew.%7 der Aluminiumgehalt etwa 174 Gew.% und der Stickstoffgehalt etwa 0,035 Gew.% beträgt.
5. Stahl nach Anspruch 17 bestehend aus O707 bis O709 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 170 Gew.% Mangen, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens O715 Gew.% Schwefel/ höchstens 1,0 Gew.% Silicium/ 16,0 bis 17,0 Gew.% Chrom7 6,5 bis 8/0 Gew.% Nickel/ 1,05 bis 1,75 Gew.% Aluminium/ 0,02 bis 0/08 Gew.% Stickstoff, höchstens O/50 Gew.% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.% Kupfer, höchstens 0,12 Gew.% Titan, wobei das Titan das etwa 3,5-fache des Stickstoffgehalts beträgt, wenn letzterer 0,035 Gew.% nicht übersteigt, 0,001 bis 0,05 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus Eisen.
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6. Stahl nach Anspruch 1, bestehend aus 0,07 bis 0,12 Gew.% Kohlenstoff, höchstens 1,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,15 Gew.% Schwefel, höchstens 1,0 Gew.% Silicium, 16,5 bis 17,5 Gew.% Chrom, 6,75 bis 7,75 Gew.% Nickel, 1,05 bis 1,75 Gew.% Aluminium, mehr als 0,035 bis 0,20 Gew.% Stickstoff, höchstens 0,50 Gew.i Molybdän, höchstens 0,50 Gew.% Kupfer, 0,004 bis 0,02 Gew.% Cer, 0,001 bis 0,05 Gew.% Bor und im übrigen im wesentlichen aus Eisen.
7. Stahl nach Anspruch 3 mit einer Dehnung in 5,1 cm von mindestens 10 % nach Umwandlung in einen nahezu vollständig martensitischen Zustand durch Kaltverminderung der Querschnittsfläche um mindestens 50 %.
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