DE3109796C2 - Verwendung eines ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahles als Werkstoff zur Herstellung von Federn - Google Patents

Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf einen rostfreien Stahl der Ausscheidungshärtungstype, der - in Gewichtsprozent - folgendes aufweist: Mehr als 0,03%, aber nicht mehr als 0,08% C, 0,3 bis 2,5% Si, nicht mehr als 4,0% Mn, 5,0 bis 9,0% Ni, 12,0 bis 17,0% Cr, 0,1 bis 2,5% Cu, 0,2 bis 1,0% Ti und nicht mehr als 1,0% Al, wobei der Rest Eisen und nicht vermeidbare Verunreinigungen sind, und wobei ferner der Gehalt an den Elementen derart eingestellt ist, daß folgendes gilt: der Wert AΔ, definiert durch folgende Gleichung Δ v 17 · (C%/Ti%) + 0,70 · (Mn%) + 1 · (Ni%) + 0,60 · (Cr%) + 0,76 · (Cu%) - 0,63 · (Al%) + 20,871, ilνist kleiner als 42,0, das Verhältnis der Cr-Äquivalente zu den Ni-Äquivalenten, definiert durch die Gleichung (1. Formel) ist nicht größer als 2,7, und der Wert ΔHv, definiert durch die folgende Gleichung .165Hv v 205 · [Ti% - 3 · (C% + N%)] + 205 · [Al% - 2 · (N%)] + 57,5 · (Si%) + 20,5 · (Cu%) + 20, ilνliegt innerhalb des Bereichs zwischen 120 und 210, wobei der Stahl eine im wesentlichen martensitische Struktur im Zustand nach der Lösungsbehandlung oder im Zustand nach der Lösungsbehandlung und darauffolgender Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von nicht mehr als 50% aufweist.

Description

als Werkstoff zur Herstellung von Federn mit der Maßgabe, daß der Gehalt an Legierungselementen anhand der folgenden Beziehungen (1), (2), (3) eingestellt ist:

4'>42,0; (1)

Cr-Äquivalente

Ni-Aquivalente
und »

120<z///v<210; (3)

wobei gilt:

A'=17 x(C %/Ti %) + 0,70 χ (MN %) + 1 χ (Ni %) + 0,60 χ (Cr %) + 0,76 χ (Cu %) - 0,63 χ (Al %) + 20,871;
30

Cr-Äquivalente 1 χ (Cr %) + 3,5 χ (Ti % + Al %) + 1,5 χ (Si %); Ni-Aquivalente ⁼ 1 χ (Ni %) + 0,3 χ (Cu %) + 0,65 χ (Mn %)

4Hv=205x\J\ 0/0-3x(C % + Ν%)] + 205χ[Α1 %-2χ(N %)]+57,5χ(Si ο/ο)+20,5 x(Cu %)+20;

wobei der Stahl eine im wesentlichen martensitische Struktur im Zustand nach der Lösungsglühung oder im Zustand nach der Lösungsglühung und darauffolgender Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von nicht mehr als 50% aufweist.

Die Erfindung betrifft die Verwendung eines ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahles zur Herstellung von Federn.
Beispiele für typische bekannte rostfreie Federstähle sind die folgenden beiden Arten:

a) Rostfreier Stahl der Bearbeitungshärtungsart, repräsentiert durch SUS 301-Stahl (deutsche Werkstoff-Nr. 14310), und

b) rostfreier Stahl der Ausscheidungshärte, repräsentiert durch den 17-7 PH-Stahl (deutsche Werkstoff-Nr. 14568).

Der oben unter a) erwähnte rostfreie Stahl der Verformungshärtungs-Art basiert auf der Ausnutzung der Härte des Martensits selbst, welcher durch Kaltbearbeitung erzeugt wurde. Um ausreichende, für ein Federmaterial geeignete Eigenschaften zu erhalten, wie beispielsweise einen hohen Federgrenzwert, eine hohe Ermü-

dungsgrenze und hohe Härte, ist eine intensive Kaltbearbeitung erforderlich, um auf diese Weise merkliche Mengen an Martensit zu erzeugen. Weil die Bildung des Martensits durch hohe Temperaturen nachteilig beeinflußt wird, muß die Kaltbearbeitung mit einer niedrigen Geschwindigkeit ausgeführt werden, um einen Anstieg der Materialtemperatur zu vermeiden, was zu einer niedrigen Produktivitätsrate führt. Nicht vermeidbare Variationen bei den Zusammensetzungen von Charge zu Charge ergibt Stabilitätsvariationen der Auste-

nitphase. Diese Tatsache macht es schwer, eine konstante Martensitmenge durch eine konstante Größe der ■tSiiuCaruCiiUng zu erreiCnEn, was zu Variationen uci ueii Eigenschaften des rrouukis führt. Darüber hinaus ist die intensive zur Erreichung der hohen Festigkeit erforderliche Kaltbearbeitung teuer. Wenn ein EH-Material mit einer Härte von mindestens //v490, wie dies in JIS G 4313 vorgeschrieben ist, hergestellt werden soll, so ist eine Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von mindestens 50% erforderlich. Das auf diese Weise bearbeitete Material besitzt eine schlechte Formverarbeitbarkeit und läßt ein Problem insofern entstehen, als dann, wenn derartiges Material durch Stanzen in ein Federelement verarbeitet wird, die Stanzwerkzeuge übermäßigen Verschleiß unterworfen sind.
Der oben unter b) erwähnte 17-7PH-Stahl ist ein Stahl der ausscheidungshärtbar ist. Daher treten bei

Erreichung einer hohen Festigkeit die Schwierigkeiten wie beim SUS 301-Stahl nicht auf. Dieser Stahl besitzt jedoch eine Struktur mit einer wesentlichen Austenitphase im Zustand nach der Lösungsglühung, wobei diese Phase in eine Martensitphase durch Kaltbearbeitung umgewandelt werden muß. Demgemäß treten Schwierigkeiten im Herstellungsverfahren wie im Falle von SUS 301 auf. Um ferner eine schließliche Härte von mindestens Hv 490 nach Alterungshärtung zu erreichen, ist eine Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von mindestens 40% erforderlich. Das auf diese Weise kaltbearbeitbare Material besitzt eine Härte von mindestens Hv 400, wodurch sich schlechte Fon$- und Stanzbarkeiten ergeben. Darüber hinaus enthält der 17-7PH-Stahl eine merkliche Menge Deltaferrit infolge des relativ hohen Gehalts an Al, und deshalb wird die Ausbeute bei den Warmbearbeitungsschritten vermindert, was die Herstellungskosten hoch macht

So beschreibt die US-PS 33 76 780 einen Stahl mit den Merkmalen des Oberbegriffs des Anspruches 1, der dem 17-7FH-Stahl ähnlich ist Es ist ein austenitischer Stahl, der — um alterungshärtbar zu sein — in martensitischen Stahl überführt werden muß. Hierzu ist eine Walzreduktion von 70% und mehr erforderlich. Es ist schwierig, eine chargenunabhängige, konstante Martensitmenge zu gewährleisten, so daß Schwankungen in den Produkteigenschaften auftreten. Außerdem ist aufgrund der durch hohe Walzreduktion bedingten Härte nach Alterung die Zähigkeit des Stahls verringert

In der GB-PS 7 66 971 sind Stähle zur Herstellung von Federn beschrieben, die sich von den erfindungsgemäß verwendeten gefügemäßig unterscheiden, da sie nach der Lösungsglühung austenitisch sind und die Kaltverformungsgrade von über 50% erfordern, um nach dem anschließenden Anlassen mit Martensitgehalten zwischen 40 und 75% optimale Federungseigenschaften zu erhalten.

Wie oben erwähnt, leiden die bekannten Arten rostfreien Stahls für Federn an miteinander in Widerstreit stehenden Einschränkungen insofern, als der Versuch, eine erhöhte Endhärte zu erhalten, eine intensive Kaltwalzung erforderlich macht, was eine unerwünscht hohe Härte sowie schlechte Form- und Stanzbarkeiten im Zustand nach der Kaltbearbeitung zur Folge hat, wohingegen ein Versuch der Verbesserung der Form- und Stanzbarkeiten des Materials im kaltbearbeiteten Zustand nach der Alterung eine nicht ausreichende Endhärte ergibt. Ferner ist die erreichbare Endhärte eines Federelements, hergestellt aus den bekannten Arten rostfreien Stahls für Federn, noch immer nicht zufriedenstellend, verglichen mit den Schwierigkeiten beim Herstellungsverfahren.

Es wurde bereits ein rostfreier Stahl für Federn entwickelt, der eine verbesserte Bearbeitbarkeit und Verarbeitungsfähigkeit verglichen mit den Stählen SUS 301 und 17-7PH aufweist und der eine Martensitstruktur zeigt im Zustand nach der Lösungsbehandlung oder im Zustand nach der Lösungsbehandlung und darauffolgender leichter Kaltbearbeitung. Ein solcher Stahl wurde in der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 des gleichen Anmelders beschrieben und trägt den Titel: »Rostfreier Stahl für Federn mit verbesserter Formverarbeitbarkeit und Verarbeitbarkeit und mit einer erhöhten verbesserten Härte durch Alterung« (vgl. dazu die japanische Offenlegungsschrift Nr. 53-57114).

Der Gegenstand dieser japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 ist ein rostfreier Stahl, der in Gewichtsprozent ausgedrückt folgende Zusammensetzung aufweist: nicht mehr als 0,03% C, 0,5 bis 2,5% Si, nicht mehr als 3% Mn, 5,0 bis 9,0% Ni, 14,0 bis 17,0% Cr, 0,5 bis 2,5% Cu, 0,3 bis 1,0% Ti, nicht mehr als 1,0% Al und nicht mehr als 0,03% Ni, wobei der Rest Fe und nicht vermeidbare Verunreinigungen sind, und wobei die Gehalte an Mn, Ni, Cr, Cu, Si, Ti und Al ferner derart eingestellt sind, daß der Wert A, definiert durch die folgende Gleichung (i):

A = 0,70 χ (Mn %) + 1 χ (Ni %) + 0,60 χ (Cu %) + 0,76 χ (Cu %) - 0,63 χ (Al %) + 20,871, (i)

kleiner ist als 39%, wobei der Wert der Cr-Äquivalente/Ni-Äquivalente definierbar ist durch die Gleichung (ii):

Cr-Äquivalente 1 x(Cr%) + 3,5(Ti % + Al %) + 1,5(Si %) ....

Ni-Aquivalente 1 χ (Ni %) + 0,3(Cu %) + 0,65 χ (Mn %) <"'

und nicht mehr als 2,7 beträgt, und wobei ferner der Wert von Hdefiniert ist durch die Gleichung (iii):

H = 4 χ [(Ti %) - 5 χ (C % + N %)] -I- 4 χ [Al %) - 3 χ (N %)] + 2,8 χ (Si %) + 1 χ (Cu %), (iii)

und wobei dieser Wert H innerhalb des Bereichs zwischen 5,5 und 8,5 liegt. Es wurde ferner festgestellt, daß das Material mit den in der oben beschriebenen Weise eingestellten Elementen mit einer Walzreduktion von 5 bis 50% vor dem Alterungshärtungsschritt kaltbearbeitet werden kann, so daß sich eine gute Formungsverarbeitbarkeit und eine verbesserte Fähigkeit zur Alterungshärtung und auch eine gute Dehnung nach der Alterungshärtung ergibt. Das Verfahren wurde in der japanischen Patentanmeldung 51-131611 vorgeschlagen, die auf den Namen der Anmelderin eingereicht wurde und deren Titel der folgende ist: »Verfahren zur Herstellung von rostfreiem Stahl für Federn mit verbesserter Formungsverarbeitbarkeit und Zähigkeit und mit einer erhöten Fähigkeit zur Alterungshärtung« (vgl. japanische Offenlegungsschrift Nr. 53-57115).

Die in den oben genannten japanischen Patentanmeldungen beanspruchten und beschriebenen Erfindungen herücksichtigen <i'? Forrni'ngsverarbeitbarkei! vor dem Altern und auch die Festigkeit und Zähigkeit nach dem Altern und sie beziehen sich jeweils auf einen rostfreien Stahl für Federn, und zwar mit einer erhöhten Fähigkeit für die Alterungshärtung, wobei ferner auch ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen rostfreien Stahls für Federn vorgesehen ist. Der Stahl besitzt eine Martensitstrukt'ir und der Kohlenstoffgehalt wird auf einem niedrigen Niveau gehalten, um die Verarbeitbarkeit nicht zu verschlechtern.

Blattfederelemente einschließlich von Schnappringen, Belleville-Federn, Federunterlegscheiben, gezahnten Unterlegscheiben und dergleichen werden im allgemeinen durch Stanzen hergestellt. Daher sollte das Material für derartige Federelemente eine mäßig verminderte Härte vor der Alterung besitzen. Da das gestanzte Teil in

0,03 bis 0,08%	Kohlenstoff,
0,3 bis 2,5%	Silizium,
bis 4,0%	Mangan,
12,0 bis 17,0%	Chrom,
5,0 bis 9,0%	Nickel,
0,1 bis 23%	Kupfer,
0,2 bis 1,0%	Titan,
bis 1,0%	Aluminium,
bis 0,03%	Stickstoff,

JKr

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das fertige Element häufig durch Biegen verformt wird, sollte das Material auch eine gute Formungsverarbeitbarkeit besitzen. Ferner wird häufig ein dünnes Material für eine Feder in verschiedene Formen einer kleinen Größe gebracht, und zwar durch Ausbeulen, Ziehen und/oder Biegen, wodurch ein miniaturisiertes Federele- :

ment hergestellt wird, dessen verminderte Haltbarkeit und Festigkeit durch dessen Form kompensiert werden. Wiederum ist eine gute Formungsverarbeitbarkeit hier erforderlich. Andererseits sollte das Material für eine ^L

Feder eine hohe Festigkeit und andere verbesserte Federeigenschaften nach Altern besitzen. Hinsichtlich dieser Erfordernisse ist das in der japanischen Patentanmeldung 51-131610 beschriebene Federmaterial ziemlich ■;,;.

zufriedenstellend. Nichtsdestoweniger ist eine weitere Verbesserung noch immer erwünscht. ':;

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahl als Werkstoff zur ¹J

ίο Verwendung bei der Herstellung von Federn bereitzustellen, der eine verbesserte Bearbeitbarkeit und Verar- ifi

beitbarkeit aufweist. Diese Aufgabe wird gelöst durch die Verwendung eines Stahls mit den Merkmalen des ||

Anspruchs.

Infolge ausgedehnter Untersuchungen dieser Art des rostfreien Stahls für Federn wurde festgestellt, daß die |f

Zähigkeit des alterungsgehärteten Materials von dem Härtedifferential JHv abhängt, d. h. der Differenz zwi- jf'

sehen der Härte vor und nach dem Altern und nicht von der Härte nach dem Altern. Es wurde ferner festgestellt, M\

daß dann, wenn die Härtedifferenz ΔΗν 210 übersteigt, die Zähigkeit des alterungsgehärteten Materials abzu- ψ.

nehmen beginnt Um somit eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit nach dem Altern zu erreichen, wäre es |,

vorteilhaft, in geeigneter Weise die Legierungselemente derart auszubalancieren, daß eine geeignete Härte vor }

Alterung realisiert werden kann. Anders ausgedrückt, sollte der ins Auge gefaßte rostfreie Stahl für eine Feder, ;Jj

der eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit nach Alterung zeigt, in dem Zustand nach der Lösungsbehandlung v;

oder im Zustand nach der Lösungsbehandlung und darauffolgender leichter Kaltbearbeitung vorzugweise eine i;<.

Härte besitzen, die Höher ist als diejenige, die der lösungsbehandelte rostfreie Stahl gemäß japanischer Patenanmeldung Nr. 51-131610 nach der Lösungsbehandlung hat. \

Gegenstand der Erfindung ist somit die Verwendung eines ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahles bestehend aus (in Gewichtsprozent) mehr als

Ii₁V L/U U₁WiU WIIlUIlI, a

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Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,

als Werkstoff zur Herstellung von Federn mit der Maßgabe, daß der Gehalt an Legierungselementen anhand der folgenden Beziehungen (1), (2), (3) eingestellt ist:

Λ'>42,0; (1)

Cr-Äquivalente . „.

Ni-Aquivalente ~^A' ^Ki>

120<z/«V<210; (3)

wobei gilt:

A '= 17 χ (C %/Ti %) + 0,70 χ (MN %) + 1 χ (Ni %) + 0,60 χ (Cr %) + 0,76 χ (Cu %) - 0,63 χ (Al %) +

20,871;

Cr-Äquivalente 1 χ (Cr %) + 33 x (Ti % + Al %) + 13 x (Si %); Ni-Aquivalente ~ Ix(Ni %) + 03 x (Cu %) + 0,65 χ (Mn %) 55

J//i'=205x[Ti %-3x(C % + N %)]+205x[Al %-2x(N %)]+57,5x(Si %)+20,5x(Cu %)+20;

wobei der Stahl eine im wesentlichen martensitische Struktur im Zustand nach der Lösungsglühung oder im Zustand nach der Lösungsglühung und darauffolgender Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von nicht mehr als 50% aufweist

Der erfindungsgemäß verwendete Stahl besitzt eine ausgezeichnete Verarbeitungsfähigkeit, und zwar einschließlich guter Form- und Stanzbarkeiten infolge des verminderten Niveaus der Verformungshärtung bei der Kaltverarbeitung, und wobei der Stahl ferner bei Alterungshärtung eine hohe Festigkeit zeigt und andere erwünschte Federeigenschaften besitzt die im wesentlichen isotroper Natur sind. In der Zeichnung zeigt

F i g. 1 eine graphische Darstellung verschiedener Stahllegierungsproben, wobei die Härte (vor und nach Alterung) abhängig von der Kaltwalzreduktion dargestellt ist;

F i g. 2 eine graphische Darstellung, erhalten durch Auftragen der festgestellten Härtedifferenz (Härte nach

Alterung-Härte vor Alterung), und zwar abhängig von dem berechneten <4Hv-Wert für verschiedene Stahllegierungsproben;

Fig.3 eine graphische Darstellung, erhalten durch Auftragen des gekerbten Zugfestigkeitsverhältnisses (Kerb-Zugfestigkeit/Zugfestigkeit) nach Alterung abhängig vom berechneten JHv-Wert bei verschiedenen Stahllegierungsproben;

F i g. 4 ist eine graphische Darstellung, erhalten durch das Auftragen des (Kerb-)Schlagwertes nach Alterung, abhängig vom berechneten z/f/v-Wert bei verschiedenen Stahllegierungsproben;

Fig.5 ist eine graphische Darstellung, erhalten durch Auftragen des (Kerb-)Schlagwertes nach Alterung, abhängig von der Härte nach Alterung bei verschiedenen Stahllegierungsproben;

Fig.6 ist eine graphische Darstellung einer erfindungsgemäßen Stahllegierungsprobe und einer Kontrollstahllegierungsprobe, und zwar die Abhängigkeit des Schlagwertes nach Alterung von der Alterungstemperatur;

F i g. 7 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Federgrenzwertes nach Alterung bei der Kaltwalzreduktion für verschiedene Stahllegierungsproben;

F i g. 8 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der Ermüdungsgrenze nach Alterung bei der Kaltwalzreduktion für verschiedene Stahllegierungsproben;

F i g. 9 eine schematische Ansicht der Testvorrichtung verwendet zum Untersuchen der Biegebearbeitbarkeit von Stahllegierungsproben;

F i g. 10 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der Biegefähigkeit vor Alterung bei der Kaltreduktion für verschiedene Stahllegierungsproben;

F i g. 11 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Erichsen-Werts vor der Alterung bei der Kaltwalzreduktion für verschiedene Stahllegierungsproben.

Im folgenden sei die Erfindung im einzelnen beschrieben. Da ein Ziel der Erfindung darin besteht, eine Verbesserung des bekannten rostfreien Stahls für Federn derjenigen Art vorzusehen, wie er in der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 beschrieben ist, besitzt der rostfreie Stahl eine chemische Zusammensetzung in gewisser Weise unterschiedlich gegenüber der Zusammensetzung des rostfreien Stahls, beschrieben in der eben genannten japanischen Patentanmeldung. Im folgenden wird die Kritikalität oder die technische Signifikanz der chemischen Zusammensetzung des erfindunsgemäß verwendeten rostfreien Stahls beschrieben.

Bezüglich der Angabe 0,03%<CS0,08% sei folgendes ausgeführt. Die japanische Patentanmeldung Nr. 51-131610 behandelt insbesondere auch die Formungsbearbeitbarkeit und schreibt vor, daß der Kohlenstoffgehalt des rostfreien Stahls nicht mehr als 0,03 Gewichtsprozent betragen sollte. Wie jedoch bereits erwähnt, basiert die Erfindung auf der Entdeckung, daß für den in Rede stehenden rostfreien Stahl der Ausscheidungshärtungstype die Zähigkeit des Materials nach dem Härten von der Härtedifferenz JHv (d. h. der Differenz zwischen der Härte nach dem Altern und der Härte vor dem Altern) abhängt und nicht von der Härte nach dem Altern. Um eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit nach dem Altern zu erreichen, wäre es vorteilhaft, ein geeignetes Härteniveau vor Alterung zu realisieren. Deshalb ist es zweckmäßig, eine etwas erhöhte Härte des lösungsgeglühten (lösungsbehandelten & vergüteten) Materials zu realisieren und die Bearbeitungshärtung (Bearbeitungsverfestigung) einer kleinen Menge einer Rest-Austenitphase auszunutzen. Aus diesem Grunde wurde mehr als 0,03% C festgelegt. Andererseits hat eine übermäßige Menge an C die Tendenz, eine härtere Martensitphase in der Matrix und ein höheres Niveau an C aufgelöst in der Rest-Austenitphase zur Folge zu haben, wobei beide diese Vorgänge zu einer Störung der Kaltbearbeitbarkeit des Stahls führen. Darüber hinaus hat ein einen hohen Kohlenstoffgehalt aufweisender Stahl in seinem kaltbearbeiteten Zustand eine unzulässig erhöhte Härte und somit schlechte Formungs- und Stanzbarkeiten. Ferner ist eine erhöhte Ti-Menge für die Stabilisierung einer übermäßigen Menge an C erforderlich. Aus diesen Gründen wurde die obere Grenze für C auf höchstens 0,08% festgelegt.

Hinsichtlich Ni 0,03% wird folgendes ausgeführt. N besitzt eine hohe Affinität zum Ausscheidungshärtungselement Ti. Wenn der Gehalt an N zu hoch ist, so werden relativ große Einschlüsse von TiN im Material ausgebildet, was zu einer merklichen Verminderung der schließlich erreichten Zähigkeit des Materials führt. Ferner reduziert eine übergroße Menge an N in unerwünschter Weise eine effektive Menge von Ti. Aus diesen G runden wurde N auf ein Niveau von nicht mehr als 0,03% eingeregelt.

Hinsichtlich 0,3%SSiS2,5% wird folgendes bemerkt. Die japanische Patentanmeldung Nr. 51-131610 schreibt von 0,5 bis 2,5 Gewichtsprozent Si vor. Gemäß dieser eben genannten Anmeldung beträgt der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als 0,03% und daher ist die Festigkeit der Matrix niedrig. Um demgemäß eine hohe Festigkeit nach Abschreckungsalterung zu erreichen, ist mindestens 0,5% Si erforderlich. Demgegenüber kann gemäß der Erfindung die Basis härter sein, und zwar teilweise deshalb, weil die Matrix fester ist infolge des Vorhandenseins von mehr als 0,03% C und teilweise deshalb, weil die Bearbeitungshärtung einer bestimmten Menge des Rest-Austenits ausgenützt werden kann, und es ist daher möglich, beträchtliche Eigenschaftsniveaus des Materials zu erhalten, obwohl der Ausscheidungshärtungseffekt von Si gering ist. Aus diesem Grunde wurde die untere Grenze von Si auf 03% erweitert. Andererseits wurde die obere Grenze von Si auf mindestens 2,5% festgelegt. Dies erfolgte deshalb, weil im wesentlichen kein zusätzlicher vorteilhafter Effekt beobachtet wird, selbst dann, wenn Si im Überschuß von 2,5% hinzugegeben wird. Vielmehr fördert eine überschüssige Menge an Si die Bildung einer Deltaferritphase.

Hinsichtlich 0,l%<Cu<2,5% wird folgendes ausgeführt: Wie im Falle von Si, ist es nicht notwendig, den Ausscheidungshärtungseffekt von Cu wesentlich zu berücksichtigen, um zufriedenstellende Eigenschaften beim rostfreien Stahl zu erhalten. Aus diesem Grunde wurde die untere Grenze von Cu auf 0,1 % erweitert. Andererseits wird selbst dann, wenn eine zusätzliche Menge an Cu überzogen auf 5% hinausgehend hinzugegeben wird, der Effekt der Zugabe nicht merklich proportional zur zusätzlichen Menge erhöht.

Bezüglich 0,2%<Ti<l,0% wird folgendes ausgeführt. Ti ist eines der Elemente, die die Ausscheidungshär-

tung entwickeln. Für eine effektive Ausscheidungshärtung sind mindestens 0,2% Ti erforderlich. Andererseits ergibt die Zugabe von Ti in einer Menge von mehr als 1,0% eine merkliche Verminderung der Zähigkeit.

Hinsichtlich 5,0% ίί Ni ί 9,0% sei folgendes ausgeführt Ni ist ein Element, welches die Bildung von Deltaferrit unterdrückt. Obwohl die hinzuzugebende Ni-Menge von der Menge des Cr in gewissem Ausmaß abhängt, müssen mindestens 5,0% Ni verwendet werden. Wenn Ni in einer Menge von weniger als 5,0% vorliegt, so besteht die Tendenz einer nachteiligen Beeinflussung der Ausscheidungshärtung. Andererseits hat eine übermäßige Menge an Ni die Bildung merklicher Mengen an zurückbehaltenem Austenit zur Folge. Aus diesem Grunde wurde die obere Grenze für Ni auf höchstens 9,0% festgelegt.

Hinsichtlich 12,0<Cr< 17,0% wird folgendes bemerkt. Mindestens 12,0% Cr sind notwendig, um die dem rostfreien (korrosionsbeständigen) Stahl innewohnende Korrosionsbeständigkeit zu erteilen. Wenn andererseits eine übermäßige Menge an Cr hinzugegeben wird, so werden übermäßig große Mengen an Deltaferrit und Rest-Austenit gebildet. Aus diesem Grunde werden bis zu 17% Cr verwendet.

Hinsichtlich der Aufgabe AI S 1,0% wird folgendes ausgeführt. Al kann als ein Ausscheidungshärtungselement verwendet werden und Ti kann teilweise durch Al ersetzt werden. Hinsichtlich der Zähigkeit wurde die obere Grenze für Al auf höchstens 1,0% festgelegt.

Hinsichtlich Mn S 4,0% sei folgendes ausgeführt. Wie Ni trägt auch Mn zur Unterdrückung der Bildung von Deltaferrit bei und daher kann Mn für einen Teil des Ni substituiert werden. Bis zu 4% Mn können im Hinblick seines Effektes der Unterdrückung des Deltaferrits verwendet werden, und auch im Hinblick auf den Rest der Komponenten, die sich auf die Bildung des Rest-Austenits beziehen.

Hinsichtlich des Λ'-Werts <42,0 sei folgendes ausgeführt Die Komponenten C, Ti, Mn, Ni, Cr, Cu und Al müssen derart eingestellt sein, daß die Menge jeder Komponente innerhalb des oben angegebenen Bereichs fällt. Sie müssen ebenfalls derart eingestellt sein, daß der entsprechend Gleichung (1) berechnete Wert A'kleiner ist als 42,0. Die Beziehung zwischen diesem Λ'-Wert und dem /l-Wert, der in der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 verwendet wurde, als ein Maß für die Anzeige einer Austenitstabilität ist die folgende.

Λ' =

Es sei darauf hingewiesen, daß wir zusätzlich den Effekt von C und Ti betrachten, der in der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 vernachlässigt wurde. Der rostfreie Stahl der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 ist ein Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, der nicht mehr als 0,03% C enthält. Er enthält eine außerordentlich niedrige Menge an aufgelöstem C, und daher kann der Effekt des aufgelösten C vernachlässigt werden. Demgegenüber kann im Falle des C im Überschuß von 0,03% enthaltenen rostfreien Stahls der Effekt des aufgelösten C nicht vernachlässigt werden. Es wurde experimentell gefunden, daß dann, wenn der A '-Wert 42,0 übersteigt, beträchtliche Mengen an Austenit im Material im lösungsbehandelten Zustand zurückbleiben und eine intensive Kaltbearbeitung erforderlich ist, um diesen Austenit in Martensit umzuwandeln.
Hinsichtlich der Größe

wird folgendes ausgeführt.

Wenn die Cr-Äquivalente/Ni-Äquivalente, wie dies entsprechend Gleichung (2) oben berechnet wurde, 2,7 wesentlich übersteigen, so besteht die Tendenz, daß große Mengen an Deltaferrit bei der Soaking-Temperatur (Durchwärmungstemperatur) gebildet werden, was zu einer Störung der Warmbearbeitbarkeit führt. Um eine ausgezeichnete Warmbearbeitbarkeit verglichen mit der von SUS 304 zu erreichen, ist es notwendig, die Cr-Aquivalente/Ni-Äquivalente auf ein Niveau von nicht mehr als 2,7 einzustelllen.

Hinsichtlich 120< Jf/v-Wert <210 sei folgendes ausgeführt Die Ausscheidungshärtungselemente Ti, Si, Cu und Al₁ die zu einer Erhöhung der Härte durch Alterung beitragen, müssen ferner derart eingestellt sein, daß der ΔΗν-Wert, berechnet gemäß obiger Gleichung (3), innerhalb des Bereichs zwischen 120 und 210 liegt Wie in

so F i g. 2 gezeigt, gibt der berechnete JA/v-Wert die Härtedifferenz an, d. h. die tatsächliche Erhöhung der Härte durch Alterung. Wenn der ΔΗν-Wert kleiner ist als 120, so ist es im allgemeinen schwer, eine zufriedenstellende Härte und hohe Festigkeit nach Alterung zu erreichen. Um eine hohe Festigkeit mit einem /f//v-Wert kleiner als 120 zu erreichen, ist es notwendig, ein Material herzustellen, welches eine beträchtliche Härte im Zustand nach der Lösungsbehandlung aufweist, oder aber im Zustand nach der Lösungsbehandlung und Kaltbearbeitung. Ein derartiges hartes Material hat eine schlechte mechanische Bearbeitbarkeit Andererseits wird, wie in den F i g. 3 und 4 gezeigt, die Zähigkeit dann schlecht wenn der ΔΗν- Wert 210 übersteigt

Der rostfreie Stahl mit der oben angegebenen chemischen Zusammensetzung gemäß der erfindungsgemäßen Verwendung besitzt eine substantielle Martensitstruktur im Zustand nach der Lösungsbehandlung, oder aber im Zustand nach der Lösungsbehandlung und darauffolgender Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von nicht mehr als 50%.

Obgleich die endgültige Härte des Produkts, d. h. die Härte des Materials nach der Alterungshärtung mit zunehmender Kaltbearbeitung zunimmt, besteht bei einer übermäßigen endgültigen Härte eine Tendenz zur Abnahme der Zähigkeit des Produkts. Daher sollte im Himblick auf die Zähigkeit des fertigen Produkts eine übermäßige Walzreduktion von der Altershärtung vermieden werden.

Die Erfindung umfaßt somit die Verwendung des beschriebenen martensitischen ausscheidungshärtbaren Stahls, im vergüteten Zustand oder im vergüteten und mit einer Walzreduktion von nicht mehr als 50% leicht kaltbearbeiteten Stahls als Material zur Herstellung von Federn. Das Material kann hierbei in an sich bekannter Weise zu Federn geformt und anschließend alterungsgehärtet werden.

Der rostfreie (korrosionsfreie) Stahl gemäß der erfindungsgemäßen Verwendung kann durch ein an sich bekanntes Verfahren hergestellt werden. Beispielsweise kann der Stahl wie folgt hergestellt werden.

Ein Stahlknüppel mit der oben angegebenen chemischen Zusammensetzung wird in üblicher Weise hergestellt. Nach einer Erhitzung auf 1260°C wird der Knüppel vorgewalzt, um Platten herzustellen. Die Platte wird auf 1180°C erhitzt und warmbearbeitet in einen warmgewalzten Streifen mit einer Dicke von 5,0 mm. Nach Lösungsglühung bei 900 bis 1050° C wird der Streifen sodann wiederholt einem Zyklus ausgesetzt, der eine Kaltwalzung mit einer Reduktion von bis zu 95% und eine Spannungsfreiglühung bei 900 b^;s 1050°C umfaßt, und zwar solange, bis die gewünschte Dicke erreicht ist. Das Blech oder der Streifen, das bzw. der aus dem letzten Schritt der Spannungsfreiglühung herauskommt, wird hier als das Material nach Lösungsglühung bezeichnet. Das Material nach Lösungsglühung kann durch Kaltwalzen mit einer Reduktion von nicht mehr als 50% konditioniert werden. Wenn eine Walzreduktion oberhalb 50% verwendet wird, so wird die mechanische Bearbeitbarkeit des Materials schlecht, d. h. seine Fähigkeit, durch Biegen, Ziehen, Drücken oder andere mechanische Bearbeitungsverfahren verarbeitet zu werden.

Die Erfindung sei weiter unter Bezugnahme auf die folgenden Vergleichsversuche beschrieben.

Tabelle 1 gibt die Zusammensetzung in Gewichtsprozent für den A '-Wert, die Cr-Äquivalente/Ni-Äquivalente und den ΔHv-Wert füt untersuchte Stahllegierungsproben an. Von den untersuchten Stahllegierungsproben sind die Proben 1 bis 10 gemäß der Erfindung hergestellt, wohingegen die Proben 11 bis 19 und auch die Proben A und B zur Kontrolle dienen und außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegen. Die Proben 15 bis 19 sind gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-131610 hergestellt, wohingegen die Proben A bzw. B Stähle SUS 301 bzw. 17-7PH sind.

Tabelle 1

	C	Si	Mn	Ni	Cr	Cu	Ti	Al	N	A '-Wert	Cr equ.	ΔΗν-
											Ni equ.	Wert
Gemäß der
Erfindung
1	0,033	1,45	0,31	7,40	14,90	1,00	0,34	0,020	0,015	39,83	2,32	162
2	0,047	0,65	1,00	6,70	14,50	0,51	0,32	0,45	0,009	39,57	2,42	188
3	0,034	1,52	0,29	7,01	14,77	0,61	0,28	0,025	0,015	39,46	2,45	146
4	0,048	1,51	0,30	7,10	14,52	1,70	0,26	0,018	0,013	41,31	2,28	156
5	0,032	1,53	0,31	7,07	14,55	0,51	0,49	0,030	0,010	38,37	2,51	195
6	0,044	1,53	0,30	7,21	14,70	0,70	0,43	0,020	0,008	39,37	2,44	179
7	0,045	0,34	2,50	6,21	14,50	0,30	0,95	0,021	0,012	38,55	2,32	205
8	0,064	1,55	0,30	7,10	14,75	0,90	0,47	0,024	0,012	40,01	2,49	177
9	0,065	1,45	0,29	6,71	14,58	0,62	0,26	0,022	0,011	41,24	2,50	123
10	0,034	1,49	0,32	7,45	15,05	1,30	0,41	0,020	0,012	39,96	2,33	187
Kontrolle
11	0,075	1,53	0,52	7,70	15,00	0,50	0,29	0,024	0,012	42,70	2,25	124
12	0,063	0,96	0,32	6,50	14,43	0,52	0,22	0,018	0,009	41,51	2,43	87
13	0,035	1,50	0,32	7,10	14,70	0,55	0,70	0,024	0,012	38,27	2,61	232
14	0,036	1,49	0,32	7,44	14,94	1,08	0,57	0,020	0,009	39,38	2,41	217
15	0,010	i,54	0,33	7,51	14,81	1,09	0,31	0,028	0,014	38,86	2,27	180
16	0,006	1,59	0,35	7,66	14,89	0,95	0,41	0,028	0,013	38,66	2,30	204
17	0,010	1,08	0,28	7,63	15,03	1,07	0,33	0,020	0,010	39,03	2,20	159
18	0,007	1,55	0,32	7,49	14,93	1,08	0,36	0,026	0,018	38,68	2,32	188
19	0,010	1,54	0,30	7,30	14,97	1,05	0,48	0,021	0,011	38,50	2,44	215
A (SUS 301)	0,096	0,51	1,04	6,96	16,72	0,06	—	0,020	0,010	nicht be	nicht be	nicht be
										rechnet	rechnet	rechnet
B(17-7PH)	0,071	0,44	0,51	7,24	16,73	0,08	0,09	1,18	0,021	nicht be	nicht be	nicht be
										rechnet	rechnet	rechnet

Für die Proben 4,5 und 8 gemäß der Erfindung und auch die Kontrollproben 11,12,15,19, A und B zeigt Fig. 1 die Abhängigkeit der Vickers-Härte von der Kaltwalzreduktion, wobei die Härte vor Alterung bzw. die Härte nach Alterung durch ausgezogene bzw. gestrichelte Linien dargestellt sind. Die Alterungshärtung wurde eine Stunde lang bei einer Temperatur von 480° C für die Proben Nr. 4,5,8,11,12,15 und 19 ausgeführt, und bei 400° C für die Probe A, oder 475° C für die Probe B.

Fig. 1 zeigt, daß die Stahllegierungsproben gemäß der Erfindung den Kaltbearbeitungs-Härtungseffekt in einem verminderten Ausmaß zeigen. Die Härte vor Alterung der Proben gemäß der Erfindung ist kleiner als Hv380. Man erkennt, daß vor Alterung der erfindungsgemäß zu verwendende rostfreie Stahl leicht in verschiedenen Formen durch mechanische Bearbeitung, wie beispielsweise Stanzen, Biegen, Ziehen und Ausbauchen (Drücken), gebracht werden kann.

Die Probe Nr. 5 hat den niedrigsten A '-Wert von 38,36 von den untersuchten erfindungsgemäßen Proben und besaß eine im wesentlichen martensitische Struktur im Zustand unmittelbar nach der Lösungsglühung und zeigte somit eine zufriedenstellende Festigkeit in diesem Zustand. F i g. 1 zeigt, daß ein derartiges Material im Zustand nach der Lösungsglühung alterungsgehärtet werden kann, um eine zufriedenstellende Härte von

oberhalb 490 Hv zu zeigen. Bei den Proben Nr. 4 und 8 mit höheren A'-Werten kann das Material nach Lösungsglühung mit einer Walzreduktion von 5% oder mehr kaltbearbeitet werden und sodann alterungsgehärtet werden, um eine zufriedende Härte oberhalb 490 Hv zu erreichen. F i g. 1 zeigt fernei, daß mit der Kontrollprobe A eins Härte von oberhalb 490 Hv nur durch Alterung eines

kaltbearbeiteten Materials mit einer Härte oberhalb Hv 450 erreicht werden kann. Offensichtlich besitzt ein derartiges hartes Material eine schlechte mechanische Verarbeitbarkeit Mit der Kontrollprobe B kann eine zufriedenstellende Härte nach Alterung erreicht werden, ausgehend vor einem kaltbearbeiteten Material mit einer niedrigeren Härte als dies bei Probe A erforderlich ist Nichtsdestoweniger ist die bei Probe B vor Alterung erforderliche Härte aus Gründen des Erreichens einer zufriedenstellenden Härte nach Alterung noch viel höher

to als die Härte vor Alterung, die von den erfindungsgemäSen Proben gezeigt wird. Darüber hinaus hängt bei den Kontrollproben A und B die Härte nach Alterung stark von der Walzreduktion ab, mit der das Material kaltbearbeitet wird. Diese Tatsache ist nachteüig, weil der Herstellungsprozeß stets unter Betrachtung der beabsichtigten Enddicke und Härte ausgeführt werden sollte. Gemäß der Erfindung hergestellter Stahl hat nicht einen derartigen Nachteil weil die Härte nach Alterung nicht stark von der Kaltwalzreduktion abhängt mit der das Material konditioniert werden kann. Ein zusätzlicher Vorteil der Erfindung kann dann ausgenützt werden, wenn ein dünnes Material für Federn hergestellt werden solL Wegen des verminderten Ausmaßes des Kaltbear beituDgs-Härtungseffekts des erfindungsgemäß zu verwendenden rostfreien Stahls wird die Anzahl der bei der

Herstellung eines dünnen Materials erforderlichen Zwischenanlaßschritte in vorteilhafter Weise vermindert Die Proben 15 und 18 wurden gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-131610 hergestellt Weil eine

erhöhte Formungsverarbeitbarkeit nach Kaltbearbeitung in der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610 beabsichtigt wurde, haben diese Proben eine zufriedenstellend niedrige Härte im Zustand nach der Kaltbearbeitung.

Die Kontrollprobe 11 besitzt einen .4'-Wert oberhalb von 42,0. Ein derartiger rostfreier Stahl enthält unerwünscht große Mengen an zurückbehaltenem Austenit und insbesondere dann, wenn der Kohlenstoffgehalt relativ hoch ist wird die Härte des Materials drastisch durch die Kaltbearbeitung erhöht, wie dies der Fall mit

SUS 301 und 17-7PB ist Die Probe Nr. 11 zeigt eine Härte von Hv 400 oder mehr im Zustand nach der Kaltbearbeitung mit einer Reduktion von 10 bis 20%. Ein derartig hartes Material besitzt eine schlechte

mechanische Bearbeitbarkeit

Die Kontrollprobe 12 besitzt einen J//v-Wert von 87, was beträchtlich niedriger liegt als der niedrigste

annehmbare JHv-Wen von 120. F i g. 1 zeigt daß mit einem derartigen rostfreien Stahl ein zufriedenstellendes Härteniveau nach Alterung nicht erreicht werden kann.

Für die Proben 1 — 19 wurde die Härtedifferenz, d. h. die Differenz zwischen der Härte nach Alterung und der Härte vor Alterung, abhängig vom JHv-Wert berechnet gemäß obiger Gleichung 3 aufgetragen. Die Ergebnisse sind in F i g. 2 gezeigt Die Messung der Härtedifferenz wurde an Proben ausgeführt von denen mindestens 80% eine martensitische Struktur aufwiesen. Wie F i g. 2 zeigt, fällt der berechnete ^//v-Wert im wesentlichen mit der experimentell gefundenen Härteerhöhüng, hervorgerufen durch Alterung, zusammen. Der erfindungsgemäße rostfreie Stahl sollte vorzugsweise eine Härte von nicht mehr als Hv 380 besitzen, um die gewünschte mechanisehe Verarbeitbarkeit sicherzustellen. Für einen Stahl sollte der gemäß Gleichung 3 berechnet /IHv-Wert mindestens 120 betragen, oder aber anderenfalls kann eine zufriedenstellende Härte nach Alterung nicht erreicht werden.

Bei den Proben 1 — 14 und 18 ist das Verhältnis aus der Kerbzugfestigkeit nach Alterung zur Zugfestigkeit nach Alterung abhängig vom berechneten JHv-Vfen aufgetragen. Die Ergebnisse sind in F i g. 3 gezeigt. Die Kerbzugfähigkeit wurde bestimmt unter Verwendung eines Teststücks, wobei R einen Parallelteil von 30 mm Länge und 10 mm Breite besaß. In der Mittel des Parallelteils wurde ein Schlitz von 0,18 mm Breite und 1,5 mm

Tiefe auf jeder Seite durch Entladungsverfahren ausgebildet. Ein derart gekerbtes Teststück wurde gealtert und

sodann im Test verwendet Wie sich aus F i g. 3 ergibt, nimmt die Zähigkeit des gealterten Materials, repräsen tiert durch das Verhältnis aus der Kerbzugfestigkeit zur Zugfestigkeit, drastisch dann ab, wenn der ΛHv-Wen 210 übersteigt

An den Proben 1 — 19 wurde ein Charpy-Schlagtest ausgeführt. Das Teststück war eine Platte mit einer Breite

von 15 mm, einer Länge von 80 mm und einer Dicke von 1,0 mm. In der Mitte der Plattenlänge wurde eine V-förmige Nut mit einem Spitzenradius von 0,25 mm, einem Winkel von 45° und einer Tiefe von 2 mm ausgebildet, und zwar auf jeder Seite. Ein derart genutetes oder gekerbtes Teststück wurde gealtert und sodann im Test verwendet. Der Test wurde unter Verwendung einer 5-kg-m-Charpy-Schlagtestmaschine ausgeführt, und zwar unter Aufbringung eines Biegeschlags auf das an der Maschine angeordnete Teststück. Die zum Brechen des Teststücks erforderliche Schlagenergie wurde gemessen. Der auf diese Weise gemessene Wert wurde durch die effektive Querschnittsfläche des Teststücks dividiert. Der auf diese Weise berechnete Wert wird hier als Schlagwert bezeichnet Für die Proben Nr. 1—9 wurde der Schlagwert abhängig vom J//v-Wert aufgetragen. Die Ergebnisse sind in F i g. 4 gezeigt. F i g. 4 zeigt, daß die Zähigkeit des gealterten Materials, repräsentiert durch den Schlagwert, anfängt dann drastisch abzunehmen, wenn der AHv-Wert sich 210 nähert und diese

Größe übersteigt

Für die Proben Nr. 1 — 11 und 13—19 wurde der Schlagwert abhängig von der Härte nach Alterung aufgetragen. Die Ergebnisse sind in F i g. 5 gezeigt. Aus den F i g. 4 und 5 ergibt sich, daß für den rostfreien Stahl der diskutierten Art (d. h. der Ausscheidungshärtungsart) die Zähigkeit des gealterten Materials, repräsentiert durch den Schlagwert von der Differenz zwischen der Härte nach Alterung und der Härte vor Alterung abhängt und nicht von dem Härteniveau nach Alterung.

In Fig.5 beziehen sich die vier schwarzen Kreise auf die Kontrollproben Nr. 15, 16, 17 und 19, die gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-131610 hergestellt wurden. Aus Fig. 5 ergibt sich, daß in dem Gebiet, wo die Härte des gealterten Materials höher liegt als Hv 530, die Zähigkeit (Schlagwert) des rostfreien Stahls gemäß

der Erfindung der des Kontrollstrahls gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51 -131610 überlegen ist

Rostfreier Stahl für Federn sollte vorzugsweise einen Schlagwert von mindestens 3 kg-m/cm² und eine Härte von mindestens Hv 490 nach Alterung besitzen. Der Bereich, innerhalb dessen diese beiden Erfordernisse erfüllt werden, ist in F i g. 5 für jeden rostfreien Stahl gemäß der Erfindung und dem rostfreien Stahl gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-131610 dargestellt Wie man aus F i g. 5 erkennt ist der Bereich, innerhalb dessen die zwei Erfordernisse erfüllt sind, breiter für den erfindungsgemäß zu verwendenden Stahl als für den Stahl gemäß der japanischen Patentanmeldung Nr. 51-131610. Die Tatsache, daß der oben erwähnte Bereich breiter ist, bedeutet, daß Veränderungen des JHv-Werts, hervorgerufen durch die Veränderung bei den Mengen der verwendeten Komponenten, in einem größeren Ausmaß toleriert werden kann, wodurch eine stabilere kommerzielle Produktion sichergestellt wird. Beispielsweise muß bei der Herstellung des rostfreien Stahl gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-1311610 der Gehalt an Ti auf den beabsichtigten Wert mit einer Genauigkeit von ±0,1% eingestellt werden. Demgegenüber kann bei der Herstellung eines rostfreien Stahls gemäß der Erfindung eine Variation des Ti-Gehalts innerhalb des Bereichs von ±0,18% toleriert werden.

F i g. 5 zeigt weiter die Testergebnisse der Kontrollstahlproben A und B. Für jede Stahlprobe wurden zwei Testproben hergestellt Die eine wurde kaltgewalzt mit einer Reduktion von 40%, während die andere mit einer Reduktion von 60% gewalzt wurde. F i g. 5 zeigt, daß der rostfreie Stahl gemäß der Erfindung und der Kontrollstahl A oder B Zähigkeitswerte in der gleichen Größenordnung zeigen, wenn ihre Härten auf dem gleichen Niveau liegen. Wie jedoch bereits erwähnt, ist beim rostfreien Stahl gemäß der Erfindung vorteilhaft, daß er eine niedrige Härte im Zustand nach der Kaltbearbeitung haben kann und demzufolge ohne weiteres durch mechanische Verarbeitung in verschiedenen Formen gebracht werden kann.

Für die Stahlproben 6 und 16, die im wesentlichen die gleiche höchst erhaltbare Härte besitzen, wurde der Schlagwert nach Alterung abhängig von der Alterungstemperatur aufgetragen. Die Alterungstemperatur wurde innerhalb des Bereichs von 450 bis 525°C variiert Die Ergebnisse sind in Fig.6 gezeigt. Die Härte nach Alterung von Hv für jede getestete Probe ist ebenfalls in F i g. 6 angegeben. F i g. 6 zeigt, daß die Stahlprobe 6 gemäß der Erfindung eine höhere Zähigkeit erreicht was durch einen höheren Schlagwert als für die Kontrollstahlprobe Nr. 16 wiedergegeben wird. F i g. 6 zeigt ferner, daß für den erfindungsgemäßen rostfreien Stahl die höhere Zähigkeit im wesentlichen unabhängig von der im Bereich von 450 bis 525° C liegenden Alterungstemperatur ist Dies bedeutet, daß mögliche Variationen bei der Verarbeitungstemperatur in einer kommerziellen Produktionslinie die Eigenschaft des Produkts nicht beeinflussen, was eine stabile kommerzielle Produktion von Produkten mit einer konstanten Eigenschaft sicherstellt. F i g. 6 zeigt, daß für den Kontrollstahl die erreichbare Zähigkeit sich im wesentlichen abhängig von der Alterungstemperatur verändert, was die Notwendigkeit strenger Kontrollen bei der Verarbeitungstemperatur in einer kommerziellen Produktionslinie nahelegt.

Für die Proben 4, 5, 15, A und B ist die Abhängigkeit des Federgrenzwerts Kb von der Kaltwalzreduktion graphisch in F i g. 7 dargestellt. In F i g, 7 beziehen sich ausgezogenen Linien auf die Längsrichtung (LD), d. h. eine Walzrichtung, wohingegen die gestrichelten Linien sich auf die Querrichtung (TD) beziehen, d. h. eine Richtung senkrecht zur Walzrichtung. Der Federgrenzwert Kb wurde gemäß dem japanischen Industriestandard (J IS) H 3702 6.4 bestimmt.

Wie in F i g. 7 beschrieben, erreichen die Stahlproben 4 und 5 gemäß der Erfindung stets höhere Federgrenzwerte als die Kontrollproben do, wobei die Kaltwalzreduktion die gleiche ist.

F i g. 7 zeigt ferner, daß der hohe, durch die Erfindung erhaltene Federgrenzwert nicht stark von der Kaltwalzreduktion abhängt, wenn letztere oberhalb ungefähr 10% liegt. Diese Tatsache bedeutet eine vorteilhafte Möglichkeit gemäß der Erfindung, daß nämlich Produkte mit verschiedenen Dicken und einem erwünscht hohen Federgrenzwert in einen schmalen Bereich fallend aus ein und dem gleichen Stahlstreifen, im Zustand nach Lösungsbehandlung, erzeugt werden können.

F i g. 7 zeigt ferner, daß die Differenz zwischen dem Federgrenzwert in Querrichtung (TD), einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung, und dem in der Längsrichtung (LD), einer Richtung parallel zur Walzrichtung, viel kleiner ist für den erfindungsgemäßen rostfreien Stahl als für konventionelle Stähle (A und B). Wegen der beträchtlichen Differenz zwischen den TD- und LD-Federgrenzwerten des konventionellen rostfreien Stahls müssen die Federelemente aus solchem Material in der gleichen Richtung geschnitten werden, oder aber andernfalls würde sich die Federwirkung der Elemente von Element zu Element verändern. Die Notwendigkeit des Schneidens (beispielsweise Stanzen) der einzelnen Elemente in der gleichen Richtung kann in merklicher Weise die Ausbeute, abhängig von der Form der Produkte, vermindern. Im Gegensatz dazu hat der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl eine im wesentlichen isotrope Federwirkung, und es treten dabei die eben genannten Nachteile nicht auf. Die isotrope Federwirkung gemäß der Erfindung ist besonders für ein Blattfederelement von Vorteil, welches in einer komplizierten Form ausgestanzt wird.

Für die Stahlproben 4,5,15, A und B ist in F i g. 8 die Abhängigkeit der Ermüdungsgrenze nach Alterung nach der Kaltwalzreduktion dargestellt.

F i g. 9 ist eine schematische Ansicht einer Testvorrichtung, verwendet zum Testen der Biegebearbeitbarkeit der Stahllegierungsproben. Unter Verwendung eines rechtwinkligen Würfels 1 und eines Stempels mit einem Spitzenradius von R wurde eine Testprobe 3 mit einer Dicke t unter der Last von 4000 kg gegeben.

Der größte Spitzenradius R, der das Biegen der Testprobe um 90° ohne Bruch gestattet, wurde bestimmt, und die Biegefähigkeit der Stahlprobe wurde mit dem Wert R/t ausgewertet. Je niedriger der Wert R/t liegt, desto besser ist die Biegemöglichkeit.

Für die Stahlproben 4, 5,15, A und B ist die Abhängigkeit der Biegefähigkeit vor Alterung nach Kaltwalzreduktion graphisch in Fig. 10 dargestellt. Fig. 10 zeigt, daß die Proben 4, 5 und 15 eine Biegefähigkeit vor Alterung überlegen zu der der Proben A und B zeigen. Die Probe Nr. 15 gemäß japanischer Patentanmeldung Nr. 51-131610 hat die beste Biegefähigkeit vor Alterung. Dies liegt daran, daß — wie bereits erwähnt — die japanische Patentanmeldung Nr. 51-131610 die mechanische Bearbeitbarkeit vor Alterung ausnutzt und die

vorliegende Erfindung in erster Linie eine verbesserte Zähigkeit und Federleistungsfähigkeit nach Alterung ins Auge faßt, während eine zufriedenstellende mechanischen Bearbeitbarkeit vor Alterung beibehalten wird.

Aus F i g. 10 ergibt sich ferner, daß die Biegefähigkeit vor Alterung beim rostfreien Stahl der Ausscheidungshärtungstype schlecht wird, wenn die Kaltwalzreduktioa 50% übersteigt Aus eben diesem Grunde wurde die Kaltwalzreduktion auf ein Niveau von bis zu 50% beschränkt

Wie bereits erwähnt, wird in der Praxis häufig ein dünnes Metall für eine Feder in verschiedene Formen einer kleinen Größe gebracht, und zwar durch Drücken und/oder Ziehen, um auf diese Weise ein miniaturisiertes Federelement herzustellen, dessen Dauerhaftigkeit und Festigkeit durch seine Form kompensiert wird. Für die Proben 4,5, A und B wurde die Druckverformbarkeit vor Alterung gemäß dem Erichsen-Test untersucht; der

ίο Erichsen-Test ist in der japanischen Norm JiS B beschrieben. Die Abhängigkeit des Erichsen-Werts von der Kaltwalzreduktion ist in F i g. 10 für jede getestete Stahlprobe dargestellt Unter Berücksichtigung der Tatsache, daß die Kaltbearbeitung des Materials in seinem lösungsgeglühten Zustand, wenn überhaupt, mit einer relativ niedrigen Walzreduktion von bis zu 50% bei Durchführung der Erfindung ausgeführt werden sollte, wohingegen der konventionelle Stahl A oder B eine intensive Kaltbearbeitung mit einer Walzreduktion von mehr als 40%

benötigt, um das gewünschte Festigkeiteniveau nach Alterung zu erreichen, zeigt Fig. 10, daß eine bessere Drückverarbeitung ohne weiteres gemäß der Erfindung zu erhalten ist

Wie oben gezeigt besitzt der erfindungsgemäß zu verwendende rostfreie Stahl eine verbesserte mechanische Bearbeitbarkeit, einschließlich guter Formungs- und Stanzbarkeiten, und zwar vor dem Altern, und wenn die Alterungshärtung erfolgt, so entwickelt der Stahl nicht nur eine erwünschte hohe Härte und Zähigkeit, sondern

auch eine verbesserte isotrope Federwirkung. Obwohl der rostfreie Stahl insbesondere für die Herstellung von Blattfederelementen mit komplizierten Formen und von gestanzten Federelementen mit hoher Festigkeit und Zähigkeit zweckmäßig ist so ist er doch auch zur Herstellung von anderen Federelementen geeignet

Hierzu 10 Blatt Zeichnungen

:

Claims (1)

1. Patentanspruch:
   Verwendung eines ausscheidungshärtbaren rostfreien Stahles bestehend aus mehr als

   0,03 bis 0,08% Kohlenstoff,

   0,3 bis 2,5% Silizium,
   bis 4,0% Mangan,

   12,0 bis 17,0% Chrom,
   5,0 bis 9,0% Nickel,
   ίο 0,1 bis 2^% Kupfer,

   0,2 bis 1,0% Titan,
   bis 1,0% Aluminium,

   bis 0,03% Stickstoff,
   Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,