Hintergrund der Erfindung
Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft ausscheidungsgehärtete
rostfreie Stähle, die überlegene Eigenschaften bei der
Kaltverarbeitbarkeit und eine ausgezeichnete Dehngrenze
aufweisen, wenn sie einer Alterungsbehandlung bei einer
Temperatur über der Spitzenalterungstemperatur ausgesetzt
werden.
Beschreibung des Standes der Technik
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Als Material für Bolzen und Wellen bzw. Achsen verschiedener
Arten wurde ein ausscheidungsgehärteter rostfreier Stahl
verwendet, der in JIS G 4303 als SUS 630, entsprechend ASTM 630,
spezifiziert ist, und eine ausgezeichnete
Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit aufweist.
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SUS 630 Stahl, in Übereinstimmung mit der
DIN-Legierungsstandardnummer 1.4542, weist die nachfolgende Zusammensetzung auf:
C: ≤ 0,07%, Si: ≤ 1,00%, Mn: ≤ 1,00%, P: ≤ 0,045%, S: ≤
0,030%, Cr 15,50-17,50%, Ni 3,00-5,00%, andere: Cu 3,0-
5,0%; Nb 0,15/0,45% (DIN-Symbol: · 5 CrNiCuNb 174).
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Dokument JP-A-6172929 offenbart einen abscheidungsgehärteten
rostfreien Stahl, enthaltend, ausgedrückt in Gew.-%, ≤ 0,020% C,
≤ 0,3% Si, ≤ 3,0% Mn, 3,5% bis 6,0% Ni, 13,0 bis 17% Cr, 3,0
bis 5,0% Cu, 0,1 bis 0,5% Nb, ≤ 0,015% N, ≤ 0,001% S, ≤ 0,01%
O, wobei der Gesamtgehalt von C und von N ≤ 0,025% ist.
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Im Falle der Herstellung von Holzen oder ähnlichen
Gegenständen aus herkömmlichem SUS 630-Stahl wird der Stahl
warmgeschmiedet. Obwohl das Warm- bzw. Heißschmieden eine leichte
Bearbeitbarkeit des Stahlmaterials ermöglicht, wird die Anzahl
von Schritten im Herstellungsverfahren größer, da es für
anschließende maschinelle Schnitte benötigt wird und ein
Kostennachteil besteht.
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Es ist deshalb wünschenswert, das Stahlmaterial zu Bolzen oder
anderen Gegenständen durch Kaltschmieden zu formen. Jedoch ist
der SUS 630-Stahl so hart wie HRC 35 in einem Zustand nach
Lösungsglühbehandlung (ST-Zustand), und er weist eine
schlechte Kaltverarbeitbarkeit auf.
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Demgemäß wurde als Verfahren zur Verbesserung der
Kaltverarbeitbarkeit von SUS 630-Stahl eine Verringerung des C- und N-
Anteils im Stahl untersucht. Es handelt sich dabei um ein
Konzept, die Härte der Mutterphase (Martensitphase) im ST-Zustand
im Vergleich mit der von herkömmlichen SUS 630-Stahl durch
Verringerung des C- und N-Anteils im Stahl zu vermindern, um
die Kaltverarbeitbarkeit zu verbessern.
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Im allgemeinen ist ausscheidungsgehärteter rostfreier SUS 630-
Stahl so ausgelegt, daß er mit hoher Festigkeit dadurch
herstellbar ist, daß der Stahl einer Alterungsbehandlung nach der
Lösungsglühbehandlung unterzogen wird und die
ausscheidungsgehärtete Phase aus der Mutterphase abgeschieden wird.
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In diesem Fall ist es möglich, die maximale Festigkeit dadurch
zu erhalten, daß eine Spitzenalterungsbehandlung
(Alterungsbehandlung bei 480ºC) durchgeführt wird; dies hat jedoch den
Nachteil, daß die Zähigkeit des Stahls durch die
Spitzen
alterungsbehandlung herabgesetzt wird. Demnach wird dann, wenn
die Zähigkeit notwendig ist, ein solches Verfahren
durchgeführt, bei dem die erforderliche Zähigkeit dadurch bereit
gestellt wird zu stellen, daß der Stahl einer
Überalterungsbehandlung bei einer Temperatur über der
Spitzenalterungstemperatur (beispielsweise bei 620ºC) unterzogen wird.
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Andererseits besteht ein Problem darin, daß Austenit (γ-Phase)
aus der Mutterphase aufgrund einer Rücktransformation wird,
wenn der Stahl der Überalterungsbehandlung bei einer derart
hohen Temperatur unterzogen wird. Falls nämlich derartiges
rücktransformiertes Austenit aus-/abgeschieden wird, wird die
Verschlechterung der Dehnungsgrenze nach der
Alterungsbehandlung deutlich erkennbar, und die Festigkeit der Mutterphase im
durch Überalterung behandelten Zustand wird niedriger als die
vom herkömmlichen SUS 630-Stahl, insbesondere im Falle des
ausscheidungsgehärteten rostfreien Stahls, von dem die
Gesamtsumme des C- und N-Anteils herabgesetzt wurde, und es wird
klar, daß (es Fälle gibt, bei denen) die Dehngrenze des Stahls
niedriger als der in JIS G 4303 spezifizierte Wert wird, was
auf die Ausscheidung der γ-Phase zurückzuführen ist.
Zusammenfassung der Erfindung
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Es ist demnach eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
ausscheidungsgehärtete rostfreie Stähle bereitzustellen, die die
oben genannten Nachteile vermeiden.
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Der erfindungsgemäße ausscheidungsgehärtete rostfreie Stahl
ist dadurch gekennzeichnet, daß er besteht, ausgedrückt in
Gew.-%, aus nicht mehr als 0,010% C und 0,010 bis 0,025% N,
mit der Einschränkung, daß die Gesamtsumme von C und N nicht
über 0,025% liegt, nicht mehr als 1,0% Si, nicht mehr als
1,2% Mn, nicht mehr als 0,040% P, nicht mehr als 0,030% S,
3,0 bis 5,0% Cu, 3,0 bis 4,65% Ni, 13,0 bis 16,5% Cr, nicht
mehr als 1,0% Mo, (-11,43 (Prozent C + Prozent N) + 0,6) bis
0,5 Nb, wahlweise zumindest ein Element, ausgewählt aus 0,0005
bis 0,0100% Ca, 0,0005 bis 0,0100% B und 0,0005 bis
0,0100% an Seltenerdmetallen und als Rest Fe plus
gelegentliche bzw. unvermeidbare Verunreinigungen, mit der weiteren
Einschränkung, daß C, N, Ni und Mn derart miteinander in
Verbindung stehen, daß 452 (Prozent C + Prozent N) + 11,1
(Prozent Ni + Prozent Mn) höchstens gleich 73,1 ist, wobei der
Volumenprozentsatz einer Austenitphase, die nach der
Alterungsbehandlung bei einer Temperatur über der
Spitzenalterungstemperatur beobachtet wurde, nicht über 20% beträgt.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
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Wie oben beschrieben ist die Verschlechterung der Dehngrenze
nach der Alterungsbehandlung im ausscheidungsgehärteten
rostfreiem Stahl auf die Ausscheidung der γ-Phase zurückzuführen,
und die Menge der ausgeschiedenen γ-Phase hängt stark von den
Anteilen der Austenit-bildenden, zum Stahl zugegebenen
Elemente ab.
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Die Erfinder erhielten neuartige Informationen durch
Untersuchung des Einflusses verschiedener Elemente auf den Anteil der
γ-Phase nach der Alterungbehandlung, so daß es möglich ist,
sowohl eine gute Kaltverarbeitbarkeit zu gewährleisten als
auch die angegebene Dehngrenze nach der Alterungsbehandlung
(Überalterungsbehandlung), wobei die Anteile an C, N, Ni und
Mn, die Austenitbildner sind, in einen gut ausgewogenen
Zustand eingestellt werden und die Anteile an Ni und Mn so
eingestellt werden, daß sie nicht über bestimmte Werte
hinausreichen.
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Weiterhin ist Cu ebenfalls ein Austenitbildner und ein
Element, das die Verschlechterung der Dehngrenze bei der
Alterungsbehandlung bewirkt. Jedoch wird der Cu-Gehalt
ins
besondere in der vorliegenden Erfindung nicht herabgesetzt,
weil Cu ein für die Ausscheidungshärtung unverzichtbares und
notwendiges Element ist.
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Die vorliegende Erfindung ist auf der Grundlage der oben
genannten Informationen gemacht worden, und es ist möglich, die
ausscheidungsgehärteten rostfreien Stähle zu erhalten, die
eine ausgezeichnete Kaltverarbeitbarkeit im ST-Zustand und
eine gute Dehngrenze nach der Alterungsbehandlung der
vorliegenden Erfindung aufweisen.
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Demnach ist es möglich, die Leistungsfähigkeit der Bolzen und
der anderen, aus den ausscheidungsgehärteten rostfreien
Stählen hergestellten Bestandteile zu verbessern, und es ist
möglich, den Anwendungsbereich für ausscheidungsgehärtete
rostfreie Stähle zu vergrößern.
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Weiterhin ist es erfindungsgemäß wünschenswert, zumindest ein
Element zuzugeben, ausgewählt aus Ca, B und REM
(Seltenerdmetalle), die in einem Bereich von 0,0005 bis 0,0100% liegen. Es
ist möglich, die Heißverarbeitbarkeit des Stahls durch Zugabe
dieser Elemente zu verbessern.
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Nachfolgend wird eine detailierte Erklärung dafür gegeben,
weshalb die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen
ausscheidungsgehärteten rostfreien Stahls beschränkt ist.
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C: nicht über 0,010%
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C hat einen äußerst bemerkenswerten Einfluß auf die Härte des
Stahls im ST-Zustand (Zustand nach Lösungsglühbehandlung), und
bevorzugterweise wird der C-Anteil verringert. Die Obergrenze
für C ist erfindungsgemäß als 0,010% definiert.
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N: 0,010% ~ 0,025%
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N besitzt ebenfalls einen Einfluß auf die Härte des Stahls im
ST-Zustand, und bevorzugterweise wird der N-Anteil verringert;
der Einfluß von N ist jedoch nicht so bemerkenswert wie der
von C. Deshalb ist der Minimalanteil von N, der erforderlich
ist, um Carbonitride aus Nb unter Ausnutzung der Affinität von
N an Nb zu bilden und eine Vergrößerung des Kristallkorns zu
verhindern gleichzeitig mit der Verringerung des C-Anteils
definiert. Demnach ist die Untergrenze von N als 0,010%
definiert. Weiterhin liegt die bevorzugtere N-Menge, um die
Wirkung zu erhalten, in einem Bereich von 0,015 bis 0,025%.
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Gesamtsumme von C und N: nicht über 0,025%.
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Es ist möglich, die Härte des ST-Zustands zu verringern, und
es ist weiterhin möglich, die Kaltverarbeitbarkeit des Stahls
dadurch zu verbessern, daß die Gesamtmenge an C und N
herabgesetzt wird. Die Obergrenze des Gesamtanteils ist als 0,025%
definiert.
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Si: nicht über 1,0%
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Si wird als ein Desoxidationsmittel bei der Stahlherstellung
zugegeben; jedoch wird die Heißverarbeitbarkeit des Stahls
aufgrund der Erhöhung des δ-Ferrits bei zunehmendem Si-Anteil
verschlechtert. Deshalb liegt die Obergrenze an Si bei 1,0%.
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Mn: nicht mehr als 1,2%
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Mn wird als Desoxidationsmittel zugegeben und bewirkt die
Einstellung des δ-Ferrits und die Verringerung von Ni, das teuer
ist. Jedoch ist Mn ein Austenitbildner und deshalb wird der
Anteil der γ-Phase nach der Überalterungsbehandlung erhöht,
wenn der Mn-Anteil hoch ist. Demnach ist die Obergrenze von Mn
definiert als 1,2%. Weiterhin liegt der bevorzugtere Anteil
von Mn in einem Bereich von 0,7 bis 1,2%, um das δ-Ferrit
einzustellen und den Ni-Anteil zu verringern.
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P: nicht über 0,04%
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P neigt dazu, an einer Korngrenze abgeschieden zu werden und
bewirkt einen schlechten Einfluß auf die Festigkeit und die
Korrosionsbeständigkeit, so daß sein Anteil auf nicht mehr als
0,04% beschränkt ist.
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S: nicht über 0,03%
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S verschlechtert die Kaltverarbeitbarkeit und die
Korrosionsbeständigkeit des Stahls, so daß sein Anteil bei nicht über
0,03% liegt.
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Cu: 3,0 ~ 5,0%
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Cu ist ein wichtiges Element zur Härtung des Stahls durch
Ausscheidung der -Phase zum Zeitpunkt der Alterungsbehandlung.
Es ist notwendig, zumindest 3,0% Cu zuzufügen, um eine
derartige Wirkung zu erhalten. Jedoch bewirkt eine übermäßige
Zugabe an Cu eine Zunahme des Anteils der γ-Phase bei der
Überalterungsbehandlung, wodurch eine interkristalline Versprödung
bei einer hohen Temperatur bewirkt wird, und es weist einen
nachteiligen Einfluß auf die Heißverarbeitbarkeit des Stahls
auf, sodaß die Obergrenze von Cu als 5,0% definiert ist.
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Ni: 3,0 ~ 4,65%
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Es ist erforderlich, Ni in einer Menge von nicht weniger als
3,0% zuzugeben, um die δ-Ferritbildung zu verhindern und die
Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Jedoch nimmt der Anteil
der γ-Phase bei der Überalterungsbehandlung zu, und die
Dehngrenze wird durch übermäßige Ni-Zugabe herabgesetzt, da Ni
ebenfalls ein Austenitbildner ist. Demnach ist die Obergrenze
von N erfindungsgemäß durch 4,65% definiert.
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Cr: 13,0 ~ 16,5%
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Es ist notwendig, Cr in einer Menge von nicht weniger als
13,0% zuzugeben, um die Korrosionsbeständigkeit
sicherzustellen. Da Cr jedoch ein wirkungsvolles Element zur Bildung von
Ferrit ist und eine übermäßige Zugabe von Cr das δ-Ferrit
erhöht und die Heißverarbeitbarkeit nachteilig beeinflußt, ist
die Obergrenze von Cr durch 16,5% definiert.
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Mo: nicht mehr als 1,0%
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Die übermäßige Zugabe von Mo verursacht eine Zunahme des δ-
Ferrits, da Mo ebenfalls ein Ferritbildner ist. Deshalb ist
die Obergrenze von Mo bei der vorliegenden Erfindung auf bis
zu 1,0% beschränkt.
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Nb: (-11,43 (Prozent C + Prozent N) + 0,6) - 0,5%
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Nb fixiert C und N und erniedrigt die Härte des ST-Zustands.
Weiterhin verhindert Nb, daß das Kristallkorn durch Ausbildung
von Carbonitriden vergröbert. Der Nb-Anteil wird festgelegt
gemäß dem Ausgleich mit dem gesamten Gehalt an C und N, so daß
der minimale Anteil von Nb als (-11,43 (Prozent C + Prozent N)
+ 0,6) % bei der vorliegenden Erfindung definiert ist.
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Jedoch ist die Obergrenze an Nb durch 0,5% definiert, da eine
übermäßige Zugabe die Härte des ST-Zustands vergrößert.
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452 (Prozent C + Prozent N)
+ 11,1 (Prozent Ni + Prozent Mn) ≤ 73,1
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Wie oben beschrieben wird die Menge der γ-Phase, die durch die
Überalterungsbehandlung bei der Temperatur über 480ºC
ausgeschieden wird, bemerkenswert durch die im Stahl enthaltenen
Austenitbildnerelemente beeinflußt, und die Dehngrenze des
Stahls wird bemerkenswert abgebaut, wenn der Anteil der
γ-Phase 20 Volumen-% übersteigt. Erfindungsgemäß ist es möglich,
die γ-Phase nach der Überalterungsbehandlung nicht mehr als
20% durch Einstellung der Austenitbildner C, Ni und Mn zu
verringern, um der obigen Beziehung zu genügen und möglicherweise
eine günstige Dehngrenze auch bei einer
Überalterungsbehandlung zu erreichen.
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Ca, B, REM : 0,0005 ~ 0,0100%
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Es ist möglich, die Heißverarbeitbarkeit durch Zugabe dieser
Elemente in kleiner Menge zu verbessern. Jedoch verschlechtert
eine übermäßige Zugabe dieser Elemente die
Heißverarbeitbarkeit, sodaß die Anteile dieser Elemente in einem Bereich von
0,0005 bis 0,0100% liegen.
Beispiel
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Anschließend wird die Erfindung im einzelnen unter Bezugnahme
auf die nachfolgenden Beispiele und Vergleichsbeispiele
beschrieben.
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Rostfreie Stähle in einer Menge von 50 kg mit den in der
Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden je in
einem Vakuuminduktionsofen geschmolzen. Die erhaltenen Barren
wurden bei 1200ºC warmgeschmiedet und in runde Stäbe mit einem
Durchmesser von 20 mm zerteilt. Anschließend wurden die runden
Stäbe einer Lösungsglühbehandlung (ST) durch Erhitzen bei
1040ºC für 30 Minuten und anschließendem Abschrecken in Wasser
unterzogen, und die Härte wurde in Bezug auf die jeweiligen
lösungsglühbehandelten runden Stäbe bestimmt.
Tabelle 1
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* 452 (percent C + percent N) + 11,1 (Prozent Ni + Prozent Mn)
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Weiterhin wurde eine Probe mit einem Durchmesser von 15 mm und
einer Höhe von 22,5 mm von jedem der lösungsglühbehandelten
Stäbe abgeschnitten, und es wurde ein Drucktest unter
Verwendung der Probe durchgeführt, um die Druckspannung bei der
Zeit, wenn 1 wird, zu bestimmen.
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ist eine Dehnung (strain), die durch die nachfolgende
Gleichung definiert ist:
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wobei Ho die ursprüngliche Höhe der Probe darstellt und H die
Höhe der Probe nach Kompression (Druck).
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Weiterhin wurden die Stäbe einer Alterungsbehandlung
unterzogen, wobei sie in Luft abgekült wurden, nachdem sie bei 620ºC
240 Minuten lang erhitzt wurden; die Härte der jeweiligen
alterungsbehandelten Stäbe wurde bestimmt, und die Dehngrenze
der Stäbe wurde im Zugversuch bestimmt. Weiterhin wurde der
Anteil des restlichen und ausgeschiedenen Austenits nach der
Alterungsbehandlung dadurch erhalten, daß das Verhältnis der
integrierten Intensitäten bei dem Peak (Spitzenwert) der
(200)-Ebene / α (211) unter Verwendung eines
Röntgendiffraktometers bestimmt wurde.
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Die erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle 2 angegeben.
Tabelle 2
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In den Vergleichsstählen C1 und C2, bei denen der C- und N-
Gehalt über den in der Tabelle 1 gezeigten erfindungsgemäßen
Grenzen liegt, sind die Härte und die Druckspannung beim ST-
Zustand hoch, und deshalb sind beide Stähle für die
Kaltverarbeitbarkeit schlecht geeignet. Weiterhin werden große Mengen
der γ-Phase durch die Alterungsbehandlung bei 620ºC
ausgeschieden und zurückgehalten, und die Dehngrenze nach der
Alterungsbehandlung zeigt nur niedrige Werte.
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Die Vergleichsstähle C3 und C4 liegen bezüglich des Ni-Gehalts
und des Mn-Gehalts jeweils unter den erfindungsgemäßen
Grenzen; dies gilt auch für die Beziehung zwischen C, N, Ni und Mn
(Austenitbildner). Demnach nimmt die γ-Phase in ihrem Anteil
zu, und die Dehngrenze im Zugversuch wird niedriger als 726
MPa, spezifiziert in JIS G 4303, aufgrund der
Alterungsbehandlung.
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Durch den obigen Vergleich ist ersichtlich, daß bei den
erfindungsgemäßen Stählen Nr. 1 bis 13 die Härte beim ST-Zustand in
allen Fällen gering ist, die Druckspannung im Drucktest
niedrige Werte zeigt und deshalb diese Stähle bei der
Kaltverarbeitbarkeit ausgezeichnet bewertet werden.
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Weiterhin wird bestätigt, daß der Anteil der durch die
Alterungsbehandlung ausgeschiedenen und zurückbehaltenen γ-Phase
in allen Fällen niedrige Werte von nicht über 20% zeigt,
wodurch es möglich ist, eine Dehngrenze von über 726 MPa,
spezifiziert in JIS, als Ergebnis des Zugversuchs zu erreichen.
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Was das andere Beispiel der vorliegenden Erfindung anbetrifft,
wurden Bolzen mit einem hexagonalen Kopf mit einem
Hauptdurchmesser von 8 mm und einer nominalen Länge von 33 mm aus einem
rostfreien Stahl hergestellt, der 0,005% C, 0,19% Si, 0,88%
Mn, 0,024% P, 0,008% S, 3,31% Cu, 4,30% Ni, 15,61% Cr, 0,03%
Mo, 0,018% N, 0,35% Nb und 0,0025% Ca enthielt.