EP1255873A1 - Federstahl vom maraging-typ - Google Patents

Federstahl vom maraging-typ

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EP1255873A1
EP1255873A1 EP01901158A EP01901158A EP1255873A1 EP 1255873 A1 EP1255873 A1 EP 1255873A1 EP 01901158 A EP01901158 A EP 01901158A EP 01901158 A EP01901158 A EP 01901158A EP 1255873 A1 EP1255873 A1 EP 1255873A1
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EP
European Patent Office
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spring steel
weight
strip
temperature
content
Prior art date
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EP01901158A
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English (en)
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EP1255873B9 (de
EP1255873B1 (de
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Hartwin Weber
Waldemar Döring
Gernot Hausch
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Original Assignee
Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Publication of EP1255873B9 publication Critical patent/EP1255873B9/de
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    • Y10S148/909—Tube

Definitions

  • the invention relates to a high-strength, hardenable, corrosion-resistant spring steel of the maraging type.
  • these alloys In the solution-annealed state, these are completely artsitic alloys that can be hardened by heat treatment. These alloys have good isotropic formability before hardening. After hardening, these alloys have very high strengths, hardness, fatigue strength and relaxation resistance ⁇ 300 ° C. Such alloys are known for example from EP 0 773 307 AI and from JP-A-49 119 814.
  • These spring steels of the maraging type differ in principle from metastable austenitic or semi-austenitic steels due to their martensite temperature.
  • the martensite temperature is approximately at / or below room temperature.
  • Such metastable austenitic or semi-austenitic steels are known for example from EP 0 210 035 AI.
  • the steels mentioned at the outset require increased cold forming in order to form deformation martensite. They have the decisive disadvantage that in the manufacture of wires and strips, the ductility is greatly reduced by the increased cold deformation before the actual hardening.
  • isotropic formability is understood to mean that a comparable formability is given both parallel and perpendicular to the rolling direction. Such isotropic formability is absolutely necessary when using spring steels for spring elements that are intended to perform several functions simultaneously.
  • JP-A-49 119 814 a high-strength, corrosion-resistant spring steel is known which contains nickel and chromium in the range (2.5; 14), (10.2; 14), (7.3; 18) and ( 2.5; 18) on the (nickel; chrome) weight.
  • % Diagram contains iron with the rest.
  • JP-A-49 119 815 recommends at least one of the elements molybdenum, titanium, copper, tungsten and zircon in a total proportion of less than 0.5% by weight.
  • Beryllium contents greater than 0.3% by weight are recommended for hardening. It has been shown that when using beryllium contents greater than 0.3% by weight, even with the use of the taught titanium additives, the alloy could not be processed hot.
  • a high proportion of ferrite in the above-mentioned compositions can rise up to values of 60% and thus lead to reduced lattice tension and thus to less hardness before or after curing.
  • the ferrite can disintegrate into a brittle theta phase and into tempering, which then converts to martensite when it cools down. This decay leads to great losses in ductility.
  • the martensite temperature in the above-mentioned compositions is sometimes too low, for example -40 ° C.
  • CH-PS 320 815 also discloses spring alloys which can contain up to 25% by weight of chromium and up to 20% by weight of nickel.
  • the alloys described there can be austenitic, ferritic or martensitic and also in the combinations of austenite, ferrite and martensite. With the wide alloy windows described there, it is generally not possible to guarantee mechanical properties, in particular good, reproducible isotropic formability.
  • CH-PS 265 255 discloses an austenitic superalloy based on cobalt-nickel.
  • the cobalt-nickel base alloy described there is provided with hardening additives made of beryllium and / or titanium and / or carbon in quantities of up to 5% by weight.
  • the alloys there are austenitic, so that their hardening requires relatively high beryllium concentrations, since the solubility of beryllium m is austenitic.
  • the object of the present invention is therefore to provide a high-strength, hardenable, corrosion-resistant spring steel from
  • the object is achieved by a high-strength, hardenable, corrosion-resistant spring steel of the maraging type, which is characterized in that
  • FIG. 6 shows a so-called "Schaeffler" diagram.
  • nickel content can be replaced by cobalt and up to 35% of the chromium content by molybdenum and / or tungsten.
  • the spring steel can contain up to 4% by weight of copper in order to improve the corrosion resistance. against pitting even further.
  • the spring steel can contain at least one of the elements manganese, silicon, aluminum or niobium in individual proportions of less than 0.5% by weight.
  • the spring steel according to the invention has at least one of the elements carbon, nitrogen, sulfur, phosphorus, boron, hydrogen or oxygen in individual proportions of less than 0.1% by weight. If these proportions are exceeded, undesirable carbide, bond or nitride Divorces that negatively affect the physical properties of the material.
  • the spring steel contains up to 0.1% by weight of cerium or cerium mixed metal as a deoxidation additive.
  • the ferrite content can be set according to equation (2) in% by weight:
  • the ferrite content must not exceed 3%, since otherwise it can lead to brittle theta phases or to major losses in hardness.
  • FIGS. 1 and 2 A comparison of the calculated and the determined values for the martensite temperature and the ferrite content can be seen in FIGS. 1 and 2.
  • the alloys shown in FIGS. 1 and 2 are listed in their compositions in the following table.
  • D i s prov i egenden alloys are typically SEN by G i s ⁇ e i ner melt furnace or m a crucible under vacuum or under protective gas produces e i ner.
  • the melting temperatures ⁇ 0 lie at about 1500 ° C.
  • e i occurs n i ne casting i ne mold.
  • the cast ingots from the available Le ⁇ g i modified later then at a temperature of approx ä hr 1000 ° C b i s 1200 ° C and then bloomed into a tape i be 900 ° C ⁇ T ⁇ ⁇ 1150 ° C hot-formed.
  • the low W armwalz- 5 temperatures are chosen to minimize the depleted of free Be edge zones.
  • a first Amsterdamsglu- hen (homogeneous Sieren i) of the band depending on the choice of Gl ⁇ hdauer i be 850 ° C ⁇ T 2 ⁇ 1100 ° C instead.
  • the strip is heat-treated at 400 ° C. ⁇ T 6 ⁇ 550 ° C.
  • the heat treatment is carried out for 0.25 h to 10 h.
  • Solution annealing can take from one minute to 6 hours and can be slowly cooled or quenched; ie the rate of deterrence has a relatively small impact.
  • a second cold deformation takes place at a temperature which corresponds approximately to the room temperature.
  • the isotropic formability is not very affected by this because of the low hardening and texture formation of the maraging alloys treated here.
  • the second cold working is then followed by the heat treatment at 400 ° C ⁇ T 6 ⁇ 550 ° C.
  • the method according to the invention was used to produce spring elements which had Vickers hardnesses HV> 590 and had very high strengths (strengths greater than 1900 N / mm 2 ).
  • the corrosion resistance was examined in the hardened state by moisture and salt fog tests. At a relative humidity of 90%, no corrosion attack was found after 28 days at 50 ° C. Likewise, no corrosion attack was found on the spring elements after a day of salt spray.
  • the cast was pre-blocked at a temperature of approximately 1200 ° C and then rolled into a strip at a temperature of approximately 1100 ° C.
  • the martensite temperature Mg was approximately 156 ° C for the molten alloy.
  • - was 0.
  • FIGS. 3 and 4 show the mechanical properties as a function of the cold deformation of the alloy treated in this way before and after hardening, which takes place by means of a heat treatment. Elongation is a poor measure of ductility for these weakly strengthening alloys. The bending radii before curing are more meaningful.
  • the values found are given for the “heavy” direction, ie for the bending axis parallel to the rolling direction, in FIG. 5 and linked to the strengths after hardening and further compared with two alloys from the prior art.
  • the alloy according to the invention is here provided with the reference symbol 1, whereas the two prior art alloys are provided with the reference symbols 2 and 3.
  • the alloy 2 from the prior art is a stainless spring steel 1.4310 (X12 Cr Ni 17 7) of the type metastable austenite 3 is the austenitic spring material N ⁇ 2Be, which is sold under the trade name Beryvac 520 by Vacuumschmelze GmbH.
  • the bending radii in the “easy” direction that is to say the bending axis perpendicular to the rolling direction, have at least equivalent or better values.
  • FIG. 5 shows the superiority of the spring steel of the maraging type according to the present invention compared to the metastably austenitic or semi-austenitic spring steels mentioned at the beginning.
  • the subsequent curing takes place via a heat treatment over a period of two hours at a temperature of 470 ° C.

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Abstract

Es wird ein hochfester aushärtbarer, korrosionsbeständiger Federstahl vom Maraging-Typ vorgestellt, der im wesentlichen aus 6,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, 11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,3 Gew.-% Ti, 0,2 bis 0,3 Gew.-% Be sowie Rest Fe besteht, dessen Martensit-Temperatur MS >/= 130 DEG C ist und der einen Ferritgehalt cFerrit kleiner 3 % aufweist.

Description

Beschreibung
Federstahl vom araging-Typ
Die Erfindung betrifft einen hochfesten, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ.
Dabei handelt es sich um im lösungsgeglühten Zustand vollständig artensitische Legierungen, die durch eine Wärmebe- handlung aushärtbar sind. Diese Legierungen weisen eine gute isotrope Umformbarkeit vor dem Aushärten aus. Nach dem Aushärten weisen diese Legierungen sehr hohe Festigkeiten, Harten, Biegewechselfestigkeiten sowie Relaxationsbeständigkeiten <300°C auf. Solche Legierungen sind beispielsweise aus der EP 0 773 307 AI und aus der JP-A-49 119 814 bekannt.
Diese Federstähle vom Maraging-Typ unterscheiden sich prinzipiell von metastabilen austenitischen bzw. von semiausteniti- schen Stählen durch hre Martensit -Temperatur . Bei den meta- stabilen austenitischen bzw. semiaustenitischen Federstählen liegt die Martensit -Temperatur ungefähr bei/oder unter Raumtemperatur. Solche metastabilen austenitischen bzw. semiaustenitischen Stähle sind beispielsweise aus der EP 0 210 035 AI bekannt.
Die eingangs genannten Stähle benötigen eine erhöhte Kaltverformung, um Verformungsmartensit zu bilden. Sie haben den entscheidenden Nachteil, daß bei der Herstellung von Drähten und Bändern die Duktilität durch die erhöhte Kaltverformung vor der eigentlichen Aushärtung sehr stark reduziert ist.
Insbesondere bei der Herstellung von Bändern bildet sich eine sogenannte Verformungstextur aus, die eine isotrope Umformbarkeit verhindert . Unter einer isotropen Umformbarkeit wird hier und im folgenden verstanden, daß eine vergleichbare Um- formbarkeit sowohl parallel als auch senkrecht zur Walzrichtung gegeben ist. Gerade eine solche isotrope Umformbarkeit ist aber bei der Verwendung von Federstählen für Federelemente, die mehrere Funktionen gleichzeitig erfüllen sollen, zwingend erforderlich.
Aus der eingangs erwähnten JP-A-49 119 814 ist ein hochfester, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der Nickel und Chrom im Bereich (2,5; 14), (10,2; 14), (7,3; 18) und (2,5; 18) auf dem (Nickel ; -Chrom) -Gewichts . -%-Dιagramm enthält mit Rest Eisen. Für die Warmverarbeitung empfiehlt die JP-A-49 119 815 wenigstens eines der Elemente Molybdän, Titan, Kupfer, Wolfram und Zirkon in einem Gesamtanteil von weniger als 0,5 Gew.-%. Zur Aushärtung werden Beryllium-Gehalte größer 0,3 Gew.-% empfohlen. Es hat sich gezeigt, daß bei einer Ver- wendung von Beryllium-Gehalten größer 0,3 Gew.% auch unter Verwendung der gelehrten Titanzusätze die Legierung nicht warm verarbeitet werden konnte.
Aus der eingangs erwähnten EP 773 307 AI ist ein hochfester, korrosionsbeständiger Federstahl bekannt, der 6 bis 9 Gew . - % Nickel, 11 bis 15 Gew.-% Chrom, 0 bis 6 Gew.-% Kupfer und Kobalt sowie eine Kombination von Molybdän + 1/2 Wolfram im Bereich von 0,5 bis 6 Gew.-% und Beryllium im Bereich von 0,1 bis 0,5 Gew.-% enthält. Hier hat sich jedoch gezeigt, daß dieser Werkstoff nicht fertigungssicher ist, weil er fallweise zweiphasig ist, d.h., daß er neben Martensit auch hohe Anteile an Ferrit enthält. Dieser Ferritanteil jedoch führt zu unerwünschten mechanischen Eigenschaften. Zum einen kann ein hoher Ferritanteil bei den o.g. Zusammensetzungen bis zu Wer- ten von 60 % ansteigen und dadurch zu reduzierter Gitterverspannung und damit zu Härteeinbußen vor bzw. nach der Aushärtung führen. Zum anderen kann der Ferrit bei Wärembehandlun- gen im ungünstigen Temperaturbereich zwischen Aushärtung und Lösungsglühen m eine spröde Theta-Phase und m Austemt zer- fallen, der sich dann beim Abkühlen zu Martensit umwandelt. Dieser Zerfall führt zu großen Einbußen m der Duktilität. Des weiteren liegt die Martensit -Temperatur bei den o.g. Zusammensetzungen fallweise zu niedrig, z.B. -40° C. Und selbst bei Zusammensetzungen mit Martensit-Temperaturen, die unter normalen Bedingungen bei ca. 100°C lagen, konnte fallweise eine vollständige Umwandlung des Austenit in Martensit nicht erfolgen. Dabei hat sich erwiesen, daß die Glühtemperatur und -dauer und die Abschreckgeschwindigkeit kritische Verarbeitungsparameter waren. Dies führt zu sehr starken Härteeinbrüchen im ausgehärteten Zustand und deutlichen Qualitätsschwan- kungen in der Fertigung.
Aus der CH-PS 320 815 sind des weiteren Federlegierungen bekannt, die bis zu 25 Gew.-% Chrom und bis zu 20 Gew.-% Nickel enhalten können. Die dort beschriebenen Legierungen können sowohl aus austenitisch, als auch ferritisch als auch marten- sitisch und auch in den Kombinationen von Austensit, Ferrit und Martensit vorliegen. Mit den dort beschriebenen breiten Legierungsfenstern können m der Regel keine mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine gute, reproduzierbare isotrope Umformbarkeit gewährleistet werden.
Ferner ist aus der CH-PS 265 255 eine austensitische Superle- gierung auf Kobalt-Nickel-Basis bekannt. Die dort beschriebene Kobalt-Nickel-Basislegierung ist mit härtenden Zusätzen aus Beryllium und/oder Titan und/oder Kohlenstoff m Mengen von bis zu 5 Gew.-% versehen. Die dortigen Legierungen sind austensitisch, sodass zu ihrer Aushärtung relativ hohe Beryl- liumkonzentrationen erforderlich sind, da die Löslichkeit von Beryllium m austensitische Gefüge relativ hoch ist.
Ferner ist aus der DE-AS 1 186 889 ein Verfahren zur Einstellung von Texturen in ferritischen Legierungen bekannt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen hoch- festen, aushärtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom
Maragmg-Typ bereitzustellen, der leicht zu fertigen ist, so daß die hergestellten Stähle keine Qualitätsschwankungen aufweisen.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch einen hochfesten, aus- härtbaren, korrosionsbeständigen Federstahl vom Maraging-Typ gelöst, der dadurch gekennzeichnet ist,
- daß der Federstahl im wesentlichen aus
6,0 bis 9,0 Gew.-% Ni 0,1 bis 0,3 Gew.-% Ti
11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr 0,2 bis 0,3 Gew.-% Be Rest Fe besteht ,
- daß der Federstahl eine Martensit-Temperatur Ms > 130°C aufweist und
- daß der Ferπtgehalt des Federstahls cperrιt < 3 % betragt.
Zur Veranschaulichung dieser erfindungsgemäßen Legierungsauswahl zeigt die Fig. 6 ein sogenanntes "Schaeffler" -Diagramm.
Typischerweise können bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt werden und bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram.
In einer Fortbildung der vorliegenden Erfindung kann der Federstahl bis zu 4 Gew.-% Kupfer enthalten, um die Korrosions- beständigkeit i.b. gegen Lochfraß noch weiter zu steigern.
Der Federstahl kann wenigstens eines der Elemente Mangan, Silizium, Aluminium oder Niob m individuellen Anteilen von weniger als 0,5 Gew.-% enthalten.
Um einen qualitativ hochwertigen Federstahl zu erreichen, weist der erfmdungsgemaße Federstahl wenigstens eines der Elemente Kohlenstoff, Stickstoff, Schwefel, Phosphor, Bor, Wasserstoff oder Sauerstoff m individuellen Anteilen von we- niger als 0,1 Gew.-% auf. Werden diese Anteile überschritten, so kommt es zu unerwünschten Karbid, - Bond- oder Nitridaus- Scheidungen, die die physikalischen Eigenschaften des Werkstoffs negativ beeinflussen.
In einer bevorzugten Ausführung enthält der Federstahl bis zu 0,1 Gew.-% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz .
Um die Komponenten für die Legierungsschmelze korrekt einzustellen, hat sich ergeben, daß die Martensit-Temperatur, die oberhalb 130°C gemäß der vorliegenden Erfindung liegen muß, durch Gleichung (1) angegeben werden kann:
Ms=[629, 45-16, 8 (Cr+1,2 Mo+0,6 W)-24,5 (Ni+0 , 15Co) - 13 , 2 Mn- 11,2 Si-670 (C+N)]°C (1)
Der Ferritanteil kann gemäß Gleichung (2 ) eingestellt werden in Gew. -% :
cFerrit=[ll, 8 Si+7,92 (Cr+Mo+1/2 W)+15,84 Ti-2,91 Mn-5,83
(Ni+0,3Co) -174, 9 (C+N) -77 , 08] . (2)
Erfindungsgemäß darf der Ferritgehalt 3 % nicht übersteigen, da es sonst zu spröden Theta-Phasen oder zu großen Härteeinbußen führen kann .
Ein Vergleich der berechneten zu den ermittelten Werten für die Martensit-Temperatur und den Ferritgehalt ist den Figuren 1 und 2 zu entnehmen. Die in den Figuren 1 und 2 gezeigten Legierungen sind in ihren Zusammensetzungen in der folgenden Tabelle aufgeführt.
Die Vickers-Härten der in den Figuren 1 und 2 gezeigten Le¬ gierungszusammensetzungen erreichten alle Vickers-Härten grό- 5 ßer 590 nach einer zweistündigen Wärmebehandlung bei 470°C.
Die vorliegenden Legierungen werden typischerweise durch Gie¬ ßen einer Schmelze m einem Tiegel oder Ofen unter Vakuum o- der unter einer Schutzgasatmosphare herstellt. Die Schmelz¬ 0 temperaturen liegen dabei bei ca. 1500°C. Danach erfolgt ein Abguß in eine Kokille. Die Gußbarren aus den vorliegenden Le¬ gierungen werden dann bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C bis 1200°C vorgeblockt und dann zu einem Band bei 900°C < Tχ < 1150°C warmverformt . Die niedrigen Warmwalz- 5 Temperaturen werden gewählt, um die an freiem Be verarmten Randzonen zu minimieren. Danach findet ein erstes Lösungsglu- hen (Homogenisieren) des Bandes j e nach Wahl der Glύhdauer bei 850°C < T2 < 1100°C statt. Nach einem Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 < 300°C wird das Band bei einer 0 Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, kalt- verformt und geschliffen mit dem Ziel, die an freiem Be ver¬ armte Randzone vollständig zu entfernen. Danach findet ein zweites Lösungsglühen bei 850°C < T5 < H00°C statt mit dem Ziel, ein feinkörniges Austemt -Gefüge zu erhalten. In einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung findet nach dem zweiten Lösungsglühen eine Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C < T6 < 550°C statt. Die Wärmebehandlung wird 0,25 h bis 10 h vorgenommen. Das Lösungsglühen kann eine Minute bis 6 h erfolgen, und es kann langsam abgekühlt bzw. schroff abgeschreckt werden; d.h. die Abschreckungsgeschwindigkeit hat einen relativ geringen Einfluß.
In einer alternativen Ausführungsform der vorliegenden Erfin- düng findet jedoch zur Erzielung einer höheren Härte nach dem zweiten Lösungsglühen eine zweite Kaltverformung bei einer Temperatur, die ungefähr der Raumtemperatur entspricht, statt. Die isotrope Umformbarkeit wird hiervon nicht sehr betroffen wegen der geringen Verfestigung und Texturausbildung dieser hier behandelten Maraging-Legierungen. An die zweite Kaltverformung schließt sich dann erst die Wärmebehandlung bei 400°C < T6 < 550°C an.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden Federelemente her- gestellt, die Vickers-Härten HV > 590 aufwiesen, sehr hohe Festigkeiten (Festigkeiten größer 1900 N/mm2) aufwiesen.
Die Korrosionsbeständigkeit wurde im ausgehärteten Zustand durch Feuchtigkeits- und Salznebeltests untersucht. Bei rela- tiven Luftfeuchtigkeiten von 90% wurde nach 28 Tagen bei 50°C kein Korrosionsangriff festgestellt. Ebenso wurde kein Korrosionsangriff nach einem Tag Salznebel an den Federelementen festgestellt .
Die Herstellung eines erfindungsgemäßen Federstahls wird nun anhand des folgenden bevorzugten Ausführungsbeispiels eingehend beschrieben:
Ausführungsbeispiel
Eine Legierung mit 7,8 Gew.-% Ni , 13,0 Gew.-% Cr, 1,0 Gew. Mo, 0,2 Gew.-% Si, 0,3 Gew.-% Mn, 0,25 Gew.-% Be , 0,2 Gew. Ti sowie Rest Fe wurde unter Vakuum erschmolzen und bei einer Temperatur von ungefähr 1500°C in eine Rundkokille abgegossen.
Der Abguß wurde bei einer Temperatur von ungefähr 1200°C vorgeblockt und anschließend bei einer Temperatur von ungefähr 1100°C zu einem Band gewalzt. Die Martensit-Temperatur Mg lag bei der erschmolzenen Legierung bei ungefähr 156 °C. Der Fer- πtgehalt cperri|- war 0.
Nach einem Losungsglühen bei ungefähr 1000 °C wurde das Material anschließend bei Raumtemperatur kaltgewalzt und einem zweiten Losungsgluhen bei wiederum 1000°C unterworfen und anschließend wiederum bei Raumtemperatur kaltverformt
Die Figuren 3 und 4 zeigen die mechanischen Eigenschaften m Abhängigkeit der Kaltverformung der so behandelten Legierung vor und nach der Aushärtung, die durch eine Wärmebehandlung erfolgt . Die Dehnung ist bei diesen schwach verfestigenden Legierungen ein schlechtes Maß für die Duktilität. Aussagekraftiger sind die Biegeradien vor der Aushärtung.
Die gefundenen Werte sind für die „schwere" Richtung, d.h für die Biegeachse parallel zur Walzrichtung, m der Figur 5 wiedergegeben und mit den Festigkeiten nach der Aushärtung verknüpft und des weiteren mit zwei Legierungen aus dem Stand der Technik verglichen. Die erfmdungsgemaße Legierung ist hier mit dem Bezugszeichen 1 versehen, wohingegen die beiden Stand der Technik-Legierungen mit den Bezugszeichen 2 und 3 versehen sind. Die Legierung 2 aus dem Stand der Technik ist ein rostfreier Federstahl 1.4310 (X12 Cr Ni 17 7) des Typs metastabiler Austenit . Die Legierung 3 ist der austenitische Federwerkstoff Nι2Be, der unter dem Handelsnamen Beryvac 520 von der Vacuumschmelze GmbH vertrieben wird. Die Biegeradien in der „leichten" Richtung, d.h. also Biegeachse senkrecht zur Walzrichtung, haben zumindest gleichwertige bzw. auch bessere Werte.
Aus der Figur 5 wird die Überlegenheit des Federstahls vom Maraging-Typ gemäß der vorliegenden Erfindung gegenüber den eingangs erwähnten metastabil austenitischen bzw. semiauste- nitischen Federstählen deutlich.
Die anschließende Aushärtung erfolgt über eine Wärmebehandlung bei einer Zeitdauer von zwei Stunden bei einer Temperatur von 470 °C.

Claims

Patentansprüche
1. Hochfester, aushärtbarer, korrosionsbeständiger Federstahl vom Maragmg-Typ, mit isotroper Umformbarkeit d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t ,
- daß der Federstahl im wesentlichen aus
6,0 bis 9,0 Gew.-% Ni 0,1 bis 0,3 Gew.-% Ti
11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr 0,2 bis 0,3 Gew.-% Be
Rest Fe besteht, - daß der Federstahl eine Martensittemperatur Mg ≥ 130°C aufweist und
- daß der Federstahl einen Ferπtgehalt cperrιt < 3 % aufweist .
2. Federstahl nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß bis zu 50 % des Nickelgehaltes durch Kobalt ersetzt sind.
3. Federstahl nach Anspruch 1 oder 2 , d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß bis zu 35 % des Chromgehaltes durch Molybdän und/oder Wolfram ersetzt sind.
4. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl bis zu 0,1 Gew. -% Cer oder Cermischmetall als Desoxidationszusatz enthält.
5. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl bis zu 4 Gew . - % Kupfer enthält.
6. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl wenigstens eines der Elemente Mangan oder Silizium m individuellen Anteilen von weniger als 0,5 Gew.-% enthält .
7. Federstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl wenigstens eines der Elemente C, N, S, P, B, H oder 0 in individuellen Anteilen von weniger als 0,1 Gew.-% enthält.
8. Federstahl nach einem der Ansprüche 6 oder 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl eine Martensit-Temperatur TMS=[629,45-
6,8(Cr+l,2 Mo+0,6 W) -24 , 5 (Ni+0 , 15Co) -13 , 2Mn-ll , 2 Si-670(C+N)] °C aufweist.
9. Federstahl nach einem der Ansprüche 6 bis 8, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß der Federstahl einen Ferritgehalt cperr_t=[ll , 8
Si+7, 92 (Cr+Mo+1/2 W)+15,84 Ti-2,91 Mn-5 , 83 (Ni+0 , 3Cθ) - 174, 9 (C+N) -77, 08] % aufweist.
10. Verfahren zum Herstellen eines isotrop biegbaren Federstahles mit einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, g e k e n n z e i c h n e t d u r c h folgende Verfahrensschritte:
a) Erschmelzen der Legierung unter Vakuum oder Schutzgas und anschließendes Gießen zu einem Gußblock;
b) Warmverformen des Gußblockes zu einem Band bei 900 °C < T^ < 1150°C;
c) erstes Lösungsglühen des Bandes bei 850°C < T2 ≤ 1100°C;
d) Abkühlen des Bandes auf eine Temperatur von T3 < 300 °C;
e) Kaltverformen und Schleifen des Bandes zum Abtrag der Beryllium-verarmten Randzone; f_) zweites Lösungsglühen bei 850°C < T5 < 1100°C.
11. Verfahren nach Anspruch 10, g e k e n n z e i c h n e t d u r c h folgende weitere Verfahrensschritte:
g) Wärmebehandlung des Bandes bei 400°C < Tg < 550 °C.
12. Verfahren nach Anspruch 10, g e k e n n z e i c h n e t d u r c h folgende weitere Verfahrensschritte:
f2) zweites Kaitverformen;
g) Wärmebehandlung bei 400°C < Tg < 550°C.
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