DE1533349C3

DE1533349C3 - Verfahren zur Verformungshärtung von Co-Ni-Cr-Mo-Legierungen

Info

Publication number: DE1533349C3
Application number: DE19661533349
Authority: DE
Inventors: Gaylord Darrell Timonium Smith, Md. (V.StA.)
Original assignee: Standard Pressed Steel Co
Current assignee: SPS Technologies LLC
Priority date: 1965-04-30
Filing date: 1966-04-29
Publication date: 1977-02-03

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verformungshärtung von Kobalt-Nickel-Chrom-Molybdän-Legierungen, bestehend aus 7 bis 16% Molybdän, 13 bis 25% Chrom, 5 bis 40% Nickel bis zu je 2%, insgesamt bis zu 4%, Mangan, Titan, Aluminium und/oder Zirkonium, bis zu 6%, vorzugsweise 1 bis 5%, Kupfer, Rest 25% oder mehr Kobalt mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen, einschließlich bis 0,5% Silicium und bis 0,02% Wasserstoff, Schwefel und Phosphor, mit der Maßgabe, daß bis zu 6% der Summe der Nickel- und Kobaltgehalte durch Eisen ersetzt sein können und daß der Quotient aus der Summe der Kobalt- und Nickelgehalte dividiert durch den Chromgehalt 2,5 und mehr beträgt.

Ein derartiges Verfahren ist — wenigstens im Hinblick auf die Gehalte an Mußkomponenten der zu behandelnden Legierung — aus der US-PS 28 41 511 bekannt. Der genannten Patentschrift ist jedoch nicht zu entnehmen, daß der Quotient aus der Summe von Kobalt plus Nickel, dividiert durch den Chromgehalt, wenigstens gleich 2,5 sein muß, um das angestrebte Ziel zu erreichen.

Bei diesem bekannten Verfahren werden ein verbessertes Dauerstandsverhalten sowie eine verbesserte Verschleißfestigkeit bei höheren Temperaturen dadurch erreicht, daß im Werkstoffgefüge ein stabiles Gleichgewicht zwischen zwei allotropen Kobaltmodifikationen hervorgerufen wird. Um ein Gleichgewicht zwischen der kubisch flächenzentrierten Kobaltmodifikation und der dichtgepacktesten hexagonalen Kobaltmodifikation hervorzurufen, wird bei dem bekannten Verfahren die Legierung nach dem Gießen auf einer Temperatur gehalten, welche im Bereich der für den Werkstoff später erwarteten Betriebstemperaturen liegt. Sodann wird die Legierung einer bleibenden Warmverformung unterworfen, die bei Temperaturen von 750 bis 870⁰C erfolgt, wobei eine etwa 35%ige Verformung in der Wärme vorgenommen wird. Zur erfolgreichen Durchführung dieses bekannten Verfahrens ist es jedoch erforderlich, daß in der zu behandelnden Legierung relativ hohe Kohlenstoffgehalte von mehr als 0,6% vorliegen, da nur durch derart hohe Kohlenstoffgehalte die Abkühlungsgeschwindigkeit der Legierung so herabgesetzt werden kann, daß ein Halten der Legierung nach dem Abgießen auf einer Temperatur im Bereich der zu erwartenden Betriebstemperaturen über einen hinreichend langen Zeitraum gewährleistet ist.

Dieses bekannte Verfahren ist jedoch insofern nachteilig, als die so behandelten Legierungen infolge ihres hohen Kohlenstoffgehaltes eine ausgeprägte Neigung zum Verspröden besitzen. Außerdem ist es als nachteilig anzusehen, daß die zur teilweisen Umwandlung der kubisch flächenzentrierten Modifikation in die hexagonal dichtgepackte Modifikation erforderliche bleibende Verformung bei dem bekannten Verfahren nur in der Wärme und insbesondere bei Temperaturen von 750 bis 87O⁰C mit einem Verformungsgrad von etwa 35% vorgenommen werden kann, da Wärmebehandlungen im genannten Temperaturbereich sich im Hinblick auf die angestrebte Gefügebeeinflussung ungünstig auswirken.

Aus der GB-PS 6 47 819 ist eine Legierung bekannt, weiche aus 20 bis 50% Kobalt, 15 bis 30% Chrom, 5 bis 31% Nickel, bis 18% Eisen, mit der Maßgabe, daß die Summe der Eisen- und Nickelgehalte nicht weniger als 20% beträgt, bis 3% Mangan, bis 0,3% Kohlenstoff, 0,01 bis 0,09% Beryllium und 3 bis 10% Molybdän besteht. Um das Gefüge dieser bekannten Legierung zu härten, erfolgt gemäß der genannten britischen Patentschrift die im wesentlichen auf Beryllium beruhende Gefügehärtung durch ein einer Kaltverformung vorausgehendes Lösungsglühen und ein sich an die Kaltverformung anschließendes Ausscheidungshärten. Dabei wird die Ausscheidungshärtung mit Hilfe einer mehrstündigen Alterungsbehandlung bei 482°C hervorgerufen.

Wie dem Fachmann bekannt, beruht die Ausscheidungshärtung darauf, daß durch Abscheidung einer chemisch vom Matrixmaterial verschiedenen Phase in die Matrix hinein Spannungszustände im Gefüge erzeugt werden, welche für die angestrebte Ausscheidungshärtung ursächlich sind. Im Gegensatz zu dieser Ausscheidungshärtung, die auf der chemischen Verschiedenheit von Ausscheidungsphase und Matrixphase beruht, wird unter einer Verformungshärtung oder -verfestigung ein Vorgang verstanden, an welchem chemisch gleichartige Phasen in Form zweier gleichzeitig vorliegender allotroper Modifikationen beteiligt sind, wobei ein teilweiser Übergang der einen Modifikation in die andere für die erzielte Verformungshärtung ursächlich ist.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangs genannten Gattung zu schaffen, welches die Herstellung von Kobaltlegierungen mit äußerst guten Hochtemperatureigenschaften, großer Zähigkeit und ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit gestattet.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst,

daß ein vorgeformtes Werkstück aus einer solchen Legierung, die jedoch nicht mehr als je 0,05%, insgesamt nicht mehrt als 0,1% Kohlenstoff, Bor, Sauerstoff, Stickstoff und/oder Beryllium sowie nicht mehr als je 0,02% Wasserstoff, Schwefel und/oder Phosphor enthält, in dem Temperaturbereich, in dem nur die hexagonal dichtgepackte Phase oder die kubisch flächenzentrierte Phase sowie die hexagonal dichtgepackte Phase nebeneinander existieren, auf 10 bis 80% Querschnittsverminderung verformt wird. ι ο

Der mit Hilfe der Erfindung erzielbare technische Fortschritt ist gegenüber dem aus der US-PS 28 41 511 bekannten Verfahren insbesondere darin zu sehen, daß nunmehr auch extrem kohlenstoffarme Kobaltlegierungen einer Verformungshärtung unterworfen werden können, die einfacher und weniger zeitraubend ausgeführt werden kann als die bekannte und obendrein zu weit besseren Ergebnissen führt. Dabei sind die mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens erzielbaren verbesserten Werkstoffeigenschaften in erster Linie die Folge der in spezieller Weise aufeinander abgestimmten Gehaltsbereiche der Legierung sowie der erfindungsgemäß vorzunehmenden Verformung in dem auf die Kobaltmodifikationen abgestellten Temperaturbereich.

Zur Durchführung des Verfahrens nach der Erfindung werden Kobalt, Nickel, Molybdän und Chrom vorzugsweise bei einer Temperatur von 1260 bis 1815° C so zusammengeschmolzen, daß die erzielte Schmelze den angegebenen Zusammensetzungsbereichen genügt.

Aus der Schmelze werden geformte Werkstücke hergestellt, diese abgekühlt und anschließend in einem solchen Ausmaß bearbeitet, daß der Querschnitt um mindestens 5, vorzugsweise 10 bis 80%, verringert wird, während sich das Werkstück auf einer Temperatur befindet, die unterhalb der oberen Temperatur des Umwandlungsbereichs liegt. Bevorzugt werden Legierungen behandelt, bei denen die Prozentgehalte an Nickel, Kobalt und Chrom in einer solchen Beziehung stehen, daß die Summe der Prozentgehalte an Nickel und Kobalt dividiert durch den prozentualen Chromgehalt einen Wert größer als 2,6 ergibt. Jedoch kann dieser Wert auch 2,5 betragen, wenn Elemente, wie Mangan, Aluminium, Titan, Zirkon, Kupfer und/oder Eisen enthalten sind. Es ist auch günstig, wenn der Gesamtgehalt der Legierung an Kohlenstoff, Bor, Sauerstoff, Stickstoff und Beryllium 0,1% nicht übersteigt. Der hier angegebene Umwandlungsbereich bezieht sich auf einen Temperaturbereich, oberhalb dem ein kubisch flächenzentriertes Kristallgitter der Kobaltlegierung stabil ist. Unterhalb der oberen Temperatur dieses Bereichs neigt das kubisch flächenzentrierte Gitter bei Anwendung von Spannung dazu, in das hexagonal dichtgepackte Gitter überzugehen. Die Methode zur Bestimmung dieses Bereichs soll nachfolgend ausführlicher beschrieben werden.

Das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Produkt ist eine Legierung aus Kobalt, Nickel, Molybdän und Chrom in den angegebenen Verhältnissen und besteht im wesentlichen aus zwei Phasen: einer Grundmasse und mindestens 5 bis 70 Vol.-% und darüber, vorzugsweise 5 bis 50 VoI.-%, einer zweiten Phase feiner Plättchen, wobei die Phase der Grundmasse eine feste Lösung der Legierungsbestandteile mit kubisch flächenzentriertem Gitter ist und die Plättchen eine feste Lösung der Legierungsbestandteile mit hexagonal dichtgepacktem Gitter sind, wobei die Plättchen auf den [lll]-Flächen der Kristalle der Grundmasse verteilt sind. Die Plättchen haben jeweils eine Stärke von drei Atomradien (etwa 4,15 A) bis zu einem Mikron, vorzugsweise 0,002 bis 0,1 Mikron, wobei ihre Breite und Länge 5 bis 10 000 Mal größer ist als ihre Stärke. Die Plättchen sind etwa 0,01 bis 1 Mikron, vorzugsweise bis zu 0,5 Mikron voneinander entfernt. Viele Plättchen sind Zwillingsbildungen in ihrem hexagonal dichtgepackten Gitter, wobei die Hauptgleitebenen der Zwillinge etwa rechtwinkelig zu den Hauptgleitebenen der nicht als Zwillinge vorliegenden Bereiche verlaufen.

Man nimmt an, daß die während der Verformung durch Spannung ausgelöste Bildung der Plättchen innerhalb dem kubisch flächenzentrierten Gitter der metastabilen Phase der Grundmasse für die bedeutsamen Verbesserungen der Eigenschaften des erfindungsgemäßen Produktes verantwortlich ist. Genauer gesagt, wurde festgestellt, daß ein Grenz-Umwandlungsbereich existiert, innerhalb und unterhalb dem das kubisch flächenzentrierte Gitter (das oberhalb dieses Bereichs vorkommt) durch die erwähnte Bearbeitung in das hexagonal dichtgepackte Gitter übergeführt werden kann, das die Festigkeit erzeugt.

Die erfindungsgemäßen Verformungsprodukte zeigen ungewöhnlich hohe Festigkeitseigenschaften bei Raumtemperatur. Im einzelnen beträgt ihre Streckgrenze bei 0,2% Dehnung mindestens 11 200 kp/cm² und erreicht bis etwa 24 600 kp/cm². Ihre Einschnürung beträgt mindestens 3% und kann bis zu 75% betragen. Es ist zu bemerken, daß die Festigkeitseigenschaften der nach dem erfindungemäßen Verfahren hergestellten Produkte 3- bis 4mal so hoch sind wie die Festigkeitseigenschaften von Gußstücken aus dieser Legierung. Überdies behalten diese Produkte ihre Festigkeitseigenschaften in einem wesentlichen Ausmaß bei, nachdem man sie 100 Stunden lang Temperaturen von 650° C ausgesetzt hatte. Einige der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Produkte behalten diese Eigenschaften sogar nach 100 Stunden bei 760⁰C bei.

Diese Produkte sind außerordentlich gut zu gebrauchen bei hoher Temperatur und als Preßmatrizen für Metalle, wie Aluminium und Messing. Besonders ihre Warmfestigkeit und die Beibehaltung ihrer Warmfestigkeit gestattet das Strangpressen von Rotmessing, die mit üblichen warmverformten Werkzeugstahlformen bisher unmöglich war. Überdies sind diese Produkte ausreichend zäh (die minimale Kerbschlagzähigkeit nach C h a r ρ y beträgt 20,77 mkg), um als Kopf oder Brückenspritzgußform beim Strangpressen von Aluminium zu dienen, wo scharfe Ecken und unzulänglich gelagerte Dorne eine geringe Kerbschlagempfindlichkeit und Biegen ohne Bruch erforderlich machen. Die erfindungsgemäß hergestellten Produkte sind beständig gegenüber thermischer Beanspruchung, Oxydation und gewissen korrodierenden Stoffen, wie alkalischen und sauren Lösungen und eignen sich als Bauelemente, wie Träger, Matrizenhalter, Extruderpreßfutter und Extrusionspreßstempel; als Formen zum Heißschmieden und Prägen; als Heißmetallscheren; Stauchgesenke zur Warmformgebung in Pressen; und ähnliche Metallwaren.

Bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens verwendet man bevorzugt handelsüblich reine Elemente. Da während der Verarbeitung nur geringfügige Änderungen in den relativen Mengenverhältnissen der wesentlichen Elemente stattfinden, ist es möglich, von den Mengen der im Endprodukt angestrebten Bestandteile auszugehen. Man schmilzt die erforderlichen Mengen der Elemente in einem Ofen, der zum

Schmelzen von Legierungen im Temperaturbereich 1260—1815°C bestimmt ist und gießt die entstandene geschmolzene Masse in Formen oder Tiegel aus Graphit, Gußeisen, Kupfer oder Keramik. Der Guß kann in Luft, im Vakuum oder in inerter Atmosphäre erfolgen. Zum Gießen der geformten Werkstücke kann man Kokillen und Wachsausschmelzformen verwenden.

In einem besonderen Verfahren wird das Gemisch der Elemente in einem mit Magnesiumoxyd oder Siliziumdioxyd gefütterten offenen Induktionsofen geschmolzen und in Gußeisenformen gegossen. Zu Beginn werden die gewünschten Mengen Kobalt und Nickel geschmolzen und danach Molybdän, Chrom und gegebenenfalls die Hälfte der Siliziummenge zugegeben. In dieser Stufe gibt man nur eine solche Menge Silizium zu, die für die Verwendung als Desoxydationsmittel notwendig ist. Beim Vakuumschmelzen ist der Zusatz von Silizium in dieser Verfahrensstufe nicht erforderlich. Bei Verwendung von Silizium als Desoxydationsmittel erfolgt der Zusatz gerade vor dem Vergießen der Legierungsmasse. Zu dieser Zeit können auch andere Legierungszusätze erfolgen. So kann man Calciumsilizium, Ferrosilizium oder Ferromangan zusetzen, um die Legierung zu desoxydieren, oder man kann übliche Lunkerpulver verwenden, um die Porigkeit und Lunker in den gegossenen Werkstücken auf ein Minimum herabzudrücken. Man sollte Molybdän und Chrom in Form der billigeren Ferromolybdän- und Ferrochromlegierungen zusetzen. Jedoch sollte der Gesamtgehalt an Eisen, das teilweise erforderliches Nickel und Kobalt ersetzen kann, 6% nicht überschreiten. Mehr als 6% Eisen führen zu einer bedenklichen Verschlechterung der Produkteigenschaften, besonders hinsichtlich Spannungsbruch, und Korrosionsbeständigkeit gegenüber wäßrigen Säuren.

Wie bereits erwähnt wurde, sollte die fertige Legierung die folgenden Bestandteile enthalten: 5 bis 40% Nickel, 7 bis 16% Molybdän, 13 bis 25% Chrom und mindestens 25% Kobalt. Die nach der Desoxydation verbliebene Menge an Silizium darf nicht mehr als 0,5% betragen. Die bevorzugte Legierung sollte nach Desoxydation höchstens 0,1% Silizium enthalten. Die Mengen an Chrom, Molybdän und Kobalt sind für das gewünschte Endprodukt kritisch. Sind die Prozentgehalte an Kobalt, Chrom und/oder Molybdän höher als die Maximalwerte, so wird die Legierung zu spröde, um bei Temperaturen innerhalb oder unterhalb des Umwandlungsbereichs bearbeitet zu werden. Liegen die Prozentgehalte an Molybdän und/oder Chrom unterhalb den angegebenen Minimalwerten, so spricht die Legierung nicht in angemessener Weise auf die Verformungshärtung an. Es ist auch herauszustellen, daß die Legierung nicht mehr als 0,05% Kohlenstoff, Bor, Sauerstoff, Stickstoff oder Beryllium enthalten darf, wobei der Gesamtgehalt an diesen Bestandteilen 0,1% nicht überschreiten darf. Größere Mengen als diese, besonders an Kohlenstoff, verursachen im allgemeinen Versprödung.

Die Legierung darf auch nicht mehr als 0,02% Wasserstoff, Schwefel und Phosphor enthalten. Mangan, Titan, Aluminium und Zirkon müssen auf maximal je 2% und insgesamt nicht mehr als 4% beschränkt sein. In der Tat verleiht die Gegenwart von Elementen, wie Mangan, Aluminium, Titan oder Zirkon bis zu den angegebenen Grenzen eine gewisse zusätzliche Härtung bzw. Verfestigung. Die Grenze für Kupfer beträgt etwa 6%. Mindestens etwa 1% Kupfer und bis zu etwa 5% Kupfer begünstigen die Verarbeitbarkeit, indem die Entstehung einer zweiten Phase an der Korngrenze eliminiert wird. Größere Mengen dieser Stoffe als die angegebenen beeinflussen nicht nur nachteilig die Eigenschaften der fertigen Legierung, sondern mindern auch die Verarbeitbarkeit durch Mechanismen wie Versprödung, Entstehung einer zweiten Phase an der Korngrenze usw.

Eine zweite mögliche Methode zur Legierung der Bestandteile und zur Herstellung von geformten

ίο Werkstücken besteht darin, daß man das Gemisch zunächst vorschmilzt, dann die entstandene Legierung zu einem Pulver zerkleinert und schließlich das Pulver in das gewünschte geformte Werkstück überführt. Das Vorschmelzen kann Lichtbogenschmelzen und Induktionsschmelzen umfassen. Man kann die geschmolzene Masse zerstäuben, um die feinteilige Legierung zu erhalten. Die Pulver lassen sich weiter zerkleinern durch Vermählen in einer mit Stahl oder Tungstenkarbid ausgekleideten Anlage.

Die erhaltenen Pulver lassen sich leicht durch Kaltpressen in Stahlformen bei Drucken von etwa 1575 — 7870 kp/cm² verformen. Es wird vorgezogen, die kaltgepreßten Werkstücke bei Temperaturen von 982—1370⁰C 15 Minuten bis 6 Stunden in Gegenwart eines inerten Gases oder Wasserstoffs oder im Vakuumofen zu sintern. Man kann die Pulver auch in Graphitformen bei 1090—1310⁰C unter Druckanwendung von 70 kp/cm² und darüber verpressen.

Nach Ausformung der Werkstücke durch Gießen, Pressen oder anderswie werden sie durch Verformung gehärtet. Der Prozeß der Verformungshärtung umfaßt die Verringerung des Querschnitts des Werkstücks um 10—80% in dem Temperaturbereich, in dem nur die hexagonal dichtgepackte Phase oder die kubisch flächenzentrierte Phase und die hexagonal dichtgepackte Phase nebeneinander existieren. Zur Erzielung der Querschnittsverringerung kann man die üblichen Metallbearbeitungstechniken anwenden, wie Schmieden, Gesenksstauchen, Strangpressen, Walzen, Rohrreduzieren, Prägen, Ziehen, Pressen, Sprengbehandlung und Schlagbelastung. Eine geeignete Methode zur Verformung der Werkstücke ist das Gesenkstauchen. Die Gesenkstauchanlage kann eine 30-PS-Zweihammermaschine sein, wobei jedes Stauchgesenk eine 12- bis 20%ige Querschnittsverringerung erzeugt.

Der Umwandlungsbereich ist in gewissem Maße von der besonderen Legierung abhängig und reicht von etwa 430⁰C bis etwa 930⁰C. Daraus geht hervor, daß die Verformungshärtung, die unterhalb der oberen Temperatur des Umwandlungsbereichs, vorzugsweise unterhalb dem Umwandlungsbereich, durchgeführt werden muß, für die angegebenen Legierungen unterhalb 430⁰C sicher durchgeführt werden kann, ohne den Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens zu verlassen. Jedoch gestatten höhere Temperaturen, die noch unterhalb der oberen Temperatur des Umwandlungsbereichs liegen, größere Querschnittsverringerungen bei Anwendung einer bestimmten Kraft. Darum ist es wünschenswert, bei höheren Temperaturen zu härten. In der Tat kann die Bearbeitung einsetzen, während das Werkstück sich noch auf einer Temperatur oberhalb des Umwandlungsbereichs befindet und man läßt es bis zu mindestens 10% Querschnittsverringerung bei einer Temperatur des Werkstückes unterhalb der oberen Temperatur des Umwandlungsbereichs abkühlen. Man versteht, daß es nicht immer möglich ist, bei allen Legierungen, die in den angegebenen Bereich fallen, den Querschnitt um bis zu 80% bei einer besonderen Temp., besonders den

niedrigeren Temp, zu verringern. Für diese Erfindung ist eine Verformungshärtung durch Querschnittsverringerung um mindestens 10% kritisch.

Die Abbildung zeigt als grafische Darstellung den Umwandlungsbereich gegen den Kobaltgehalt einer Legierung mit 20% Chrom, 10% Molybdän, 0,5% Silizium und Rest Nickel. Die Ergebnisse, aus denen die Punkte der Kurven erhalten wurden, zeigt die Tabelle A. Die Legierungen wurden gemäß den Beispielen 1 bis 3 behandelt. Der Umwandlungsbereich wurde durch Röntgenstrahlenbeugung ermittelt. Die Legierungen wurden unter strengen Bedingungen bei 21° C verformt und dann 24 bis 100 Stunden bei Temperaturen zwischen 370 und 1040° C wärmebehandelt. Röntgenbeugungsdiagramme wurden aufgenommen mit gefilterter CW6x-Strahlung vor und nach jeder Wärmebehandlung. Das Verhältnis /rder Intensität der [101]-Linie des hexagonal dichtgepackten Gitters zur [200]-Linie des kubisch flächenzentrierten Gitters wurde aus den Beugungsbildern bestimmt. Ein Ansteigen des Verhältnisses Ir zeigt an die Zunahme der hexagonal dichtgepackten Phase auf Kosten der kubisch flächenzentrierten Phase, während ein Abfall des Verhältnisses /rdie Zunahme der kubisch flächenzentrierten Phase auf Kosten der hexagonal dichtgepackten Phase anzeigt. Treten in der Abbildung die Symbole HCPm der Nähe eines Punktes bei einer besonderen Legierung auf, so zeigen sie an, daß das Intensitätsverhältnis während der Wärmebehandlung bei der angegebenen Temp, zunimmt (d. h. die Phase des hexagonal dichtgepackten Gitters ist die stabile Phase). Nähern sich die Symbole FCC (kubisch flächenzentriertes Gitter) einem Punkt der besonderen Legierung, so zeigen sie an, daß das Intensitätsverhältnis sich 0 nähert während der Wärmebehandlung bei der angegebenen Temperatur (d. h., die Phase des kubisch flächenzentrierten Gitters ist die stabile Phase). Die Symbole HCP+ FCC in der Nähe eines Punktes zeigen an, daß das Intensitätsverhältnis während der Wärmebehandlung im wesentlichen konstant bleibt (d. h., daß sowohl die kfc-Phase wie die HCP-Phase stabil sind).

Die Werte der Tabelle A zeigen, daß die 0,2-Grenze von Legierungen, die bei Temperaturen in der Nähe oder unterhalb des Umwandlungsbereichs bearbeitet wurden, auf über 11 200 kg/cm² ansteigt und dann etwa 4mal so groß ist wie die 0,2-Grenze von Legierungen im gegossenen Zustand. Die verschlüsselten Zahlenpunkte in Tabelle A sind bei ihren entsprechenden Verformationstemperaturen im Diagramm aufgetragen. In gesteuerten Bearbeitungsversuchen bei erhöhten Temperaturen wurde die Temperatur von Stangen mit einem Anfangsdurchmesser 1,016 cm vor und nach Gesenkstauchen gemessen. Die Verformationstemperatur (Td) ist als das arithmetische Mittel aus der Temperatur vor und nach dem Gesenkstauchen definiert.

Tabelle A

Punkt	% Co	Deforma-	Verfor	0,2-Grenze
		tionstemp.	mungsgrad
		⁰C	%	kp/cm²
			Deformation
A	65,0	996	60	7 450
1	65,0	885	60	13 600
B	59,5	996	60	5 340
2	59,5	885	60	13 500
3	59,5 '	774	20	13600

Punkt	ο/ο	Co	Deforma-	Verfor	0,2-Grenze
			tionstemp.	mungsgrad
			⁰C	°/o	kp/cm²
*				Deformation

5 4	59,5	21,1	40	18 700
C	49,5	996	60	5 340
D	49,5	885	60	11 000
5	49,5	732	40	13 400
ίο 6	49,5	635	40	15 700
7	49,5	21,1	40	17 800
E	34,5	885	60	8 300
F	34,5	788	60	9 700
G	34,5	677	60	9 550
15 8	34,5	21,1	60	15 600
9	34,5	-196	60	17 900

Wie bereits erwähnt, besteht die erfindungsgemäß hergestellte Legierung im wesentlichen aus zwei Phasen, einer Phase der Grundmasse mit kubisch flächenzentriertem Gitter und aus 5 bis 70 Vol.-% einer zweiten Phase von feinen Plättchen mit hexagonal dichtgepacktem Gitter, wobei die zweite Phase auf den [lll]-Ebenen der Kristalle der Phase der Grundmasse verteilt ist. Um die Gegenwart dieser Phasen, ihre Mengen und ihre Lage zu bestimmen, kann man die einschlägig bekannten Techniken anwenden, die in »Transmission Electron Microscopy of Metals«, G. Thomas, (1962) John Wiley, New York, beschrieben sind. So kann man sich der üblichen Analyse von Röntgenbeugungsbildern bei Legierungen mit bis zu etwa 20% Nickel, oder der elektronenoptischer Methoden bedienen, wobei die Proben sehr dünn sein müssen, um einen Durchgang des Elektronenstrahls durch die Proben zu gestatten.

Im einzelnen läßt sich bei Legierungen mit über etwa 45% Kobalt die spannungsinduzierte Entstehung von hexagonal dichtgepackten Plättchen bei Raumtemp. mit Hilfe der üblichen Röntgenstrahlenbeugungstechniken überwachen. Das Verhältnis Ir der Intensität der [101]-Linie des hexagonal dichtgepackten Gitters zu derjenigen der [200]-Linie des kubisch flächenzentrierten Gitters ist ein quantitatives Maß für die in einer verformten Legierung entstandene Menge hexagonal dichtgepackte Phase. Die Werte der Tabelle B zeigen, daß die Zunahme einer 0,2-Grenze einer Legierung während Verformung bei Raumtemperatur von einer sprunghaften Zunahme der Menge an entstandener hexagonal dichtgepackter Phase begleitet ist, wie durch das Intensitätsverhältnis Ir ausgedrückt wird. Die Intensitäten zur Berechnung der in Tabelle B angegebenen Werte für Ir wurden aus Röntgenbeugungsbildern ermittelt, die mit gefilterter CrKa-Strahlung angenommen wurden.

Bei Legierungen mit weniger als etwa 45% Kobalt wurde die Gegenwart von hexagonal dichtgepackter Phase mit Hilfe der hochempfindlichen Techniken der Elektronenmikroskopie und Elektronenbeugung bestimmt. Diese Techniken kann man verwenden zur Bestimmung der spannungsinduzierten Bildung in allen erfindungsgemäß hergestellten Legierungen. Die Proben wurden elektrolytisch abgeätzt, um sie mit Hilfe eines aus einem Fenster austretenden Elektronenstrahls nach G. Thomas (SS. 153—155 seines Buches) oder nach der »jet cupping«-Methode von P. R. S t r u 11, Res. Sei. Inst. 32,411,1961, durchstrahlen zu können.

Elektronenmikroskopische Aufnahmen und Elektronenbeugungsbilder wurden von kleinen Bereichen im

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Inneren von Körnern unter strengen Bedingungen verformter Legierungen aufgenommen. Die Elektronenbeugungsbilder bestanden aus der Überlagerung von Einkristallbeugungsbildern von kubisch flächenko'nzentrierten Körnern und den Einkristallbeugungsbildern der hexagonal dichtgepackten Plättchen auf einem oder mehreren der vier Sätze von (lll)-Ebenen des kubisch flächenzentrierten Korns. Die Beugungsspektren zeigten auch die Gegenwart von Zwillingslamellen innerhalb vieler hexagonal dichtgepackter Plättchen an, wobei die Hauptgleitebenen der Zwillinge etwa einen rechten Winkel zu den Hauptgleitebenen der nicht als Zwillinge vorliegenden Bereiche bilden.

Messungen der Stärke der hexagonal dichtgepackten Plättchen und des mittleren Abstandes zwischen den Plättchen erhielt man mit Hilfe von Elektronenmikroskopaufnahmen Das Prozentvolumen der durch Spannung ausgelösten Umwandlung der hexagonal dichtgepackten Phase wurde durch Flächenanalyse der Elektronenmikroskopaufnahmen ermittelt. Beispielsweise wurde eine Legierung mit 34,5% Kobalt, 35% Nickel, 2% Chrom, 10% Molybdän und 0,5% Silizium bei Raumtemp. 80% gewalzt. Flächenanalysen von Elektronenmikroaufnahmen einer Probe dieser Legierung zeigten die Gegenwart von etwa 30 Vol.-% hexagonal dichtgepackter Phasen. Die Durchschnittsstärke der hexagonal dichtgepackten Plättchen betrug 300 Angstöm-Einheiten, der mittlere Abstand der Plättchen 1400 Angström-Einheiten. Die Probe (Meßlänge : Durchmesser = 4 :1) hatte folgende mechanische Eigenschaften:

Zugfestigkeit
0,2% Streckgrenze
% Einschnürung
% Dehnung

17 600 kp/cm2
16 000 kp/crn*
57
7,7

Es wurde festgestellt, daß die erfindungsgemäßen verformungsgehärteten Mehrphasenlegierungen 5 bis 70 Vol.-% hexagonal dichtgepackte Plättchen enthalten.

Tabelle B

Zusammenhang zwischen Verformungshärtung Spannungsinduzierter Bildung von hexagonaldichtgepackter Phase bei Verformung bei 21°C.

Legierungszusammensetzung:

49,5% Co, 20% Ni, 20% Cr, 10% Mo, 0,5% Si.
Behandlung vor Verformung bei 21°C:

Gesenkstauchung 60% bei 885°C.

%	0,2-Grenze	Intensitätsverhältnis
Verformungsgrad
durch Gesenk
stauchen bei 21°C	kp/cm²	/(ιοί) hep/l(2oo) fcc
0	11 000	<0,02
15	13 500	0,15
22	15 700	0,30
37	17 200	0,50

Zur Erläuterung der besonderen Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Verfahrens werden die folgenden Beispiele angeführt. In diesen werden verschiedene Kennzahlen der Eigenschaften wiedergegeben. Falls nicht anders angegeben, wurden diese Daten nach den ASTM-Testmethoden unter Verwendung von Standard ASTM-Testproben erhalten.

Beispiel 1

Eine Beschickung von 24,9 kg mit 49,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium, 20% Nickel wurde in einem offenen Kohlenlichtbogenofen (mit saurem Ofenfutter) geschmolzen und in eine Gußeisenform 10x10 cm mit einer Verjüngung auf 6,35 χ 6,35 cm am Boden und einer Länge von 22,9 cm gegossen, die einen Sandsteiger von etwa 10 cm Höhe hatte. Zuerst wurden Kobalt und Nickel geschmolzen und Chrom,

ίο Molybdän, die Hälfte des Siliziums und 42,5 g von Ferromangan und die gleiche Menge Ferrosilizium zugegeben. Bevor das Metall direkt in die Form gegossen wurde, wurde der Rest des Siliziums zugegeben. Die Gießtemperatur betrug 1640° C. Die chemische Analyse zeigte, daß der Gehalt an Kobalt, Nickel, Molybdän und Chrom um höchstens 2% von der zugegebenen Menge abwich. Die fertige Legierung enthielt 0,3% Silizium. Der Gußblock war ausreichend kalt, um nach einer halben Stunde der Form entnommen zu werden, und wurde danach mit Wasser abgeschreckt.

Ein Preßbolzen von 5,8 cm Durchmesser und 11,4 cm

Länge wurde aus dem Boden des Gußblockes gearbeitet unter Verwendung üblicher Hartmetallwerkzeuge für unterbrochene Zerspannung und dieser in einer 360-t-Presse verpreßt bei einer Temperatur von 1260° C und einem Reduktionsverhältnis 8:1. Als Schmiermittel verwandte man Quarzglas. Der Stab wurde weiter homogenisiert durch 1 stündige Wärmebehandlung bei 1200°C. Danach war der Stab durch Gesenkstauchen um 60% verformt. Als Stauchmaschine verwandte man eine solche mit zwei Hammern und einer Antriebsleistung von 30 PS. Der verformte Stab wurde nach dem Verlassen der Stauchmaschine mit Wasser abgeschreckt. Bei der Korngrößenbestimmung ergab sich die Korngröße im homogenisierten Stab entsprechend 10 bis 8 ASTM-Zahlen.

Die Verformungshärtung des Werkstückes erfolgte dann durch Erwärmen der geschliffenen Stäbe von 15,24 cm Länge und dem Durchmesser 1,27 — 2,22 cm in einem elektrischen Ofen auf die in der Tabelle 1 angegebene Temperatur und anschließendes Gesenkstauchen. Jeder Satz Stauchgesenke gestattet eine Querschnittsverringerung von 12 bis 20%. Während der Formveränderungen wurde der Stab in den Ofen gebracht. Nach der letzten Querschnittsverringerung wurde der Draht mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt.

Der Stab wurde dann geschnitten und zu Proben für die Bestimmung der Zugfestigkeit zerkleinert. Es wurde die 0,2%-Grenze Zugfestigkeit und Einschnürung ermittelt. Die Tabelle 1 zeigt die Eigenschaften bei Raumtemperatur und die bei verschiedenen Verformungstemperaturen erhaltenen Verformungsgrade, verglichen mit den Eigenschaften im Gußzustand und von solchen Proben, die oberhalb dem Umwandlungsbereich bearbeitet wurden.

Beispiel 2

Das Vorgehen von Beispiel 1 wurde wiederholt mit einer Beschickung von 24,9 kg mit 34,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium und 35% Nickel. Die erhaltenen Daten sind in der Tabelle 2 aufgeführt.

Beispiel 3

Beispiel 1 wurde wiederholt mit einer Beschickung von 24,9 kg mit 59,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium und 10% Nickel. Die erhaltenen Eigenschaften sind in der Tabelle 3 aufgeführt.

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Tabelle 1

Physikalische Eigenschaften von verformungsgehärteten Werkstücken gemäß der Erfindung, im Vergleich zu anderen Werkstücken.

Legierungszusammensetzung:

49,5% Co, 10% Mo, 20% Cr, 0,5% Si, 20% Ni.

Verformungstemp.
("C)*) und Verformungsgrad (%)

0,2-Grenze kp/cm-'

Zug-

fcstigkeit

kp/cm²

Einschnürung

Gießling**)

21 -10%
20%
40%
60%

-20%

40%

46%
-20%

40%

52%
- 20%

40%

60%
-10%.

20%

40%

60%**)

80%
-60%

-60%

3 160 12 100 15 000

17 800

18 900 11 800 15 300 15 700

11 500 15 700 15 600

12 400

13 400 13 500 11400 13 900 12 900 15 200 17 100 11 000

5 340

5 200 13 900 17 100 19 800 24 400 13 500

16 600

17 900

13 100

16 700

17 500

14 100

15 700 14 300

12 700 14 600

14 300

16 100

18 200

13 300

15 700

34 28 29 13 8

36 10 16

25 24 21 41 15 26

54

25

35

Die Werte in Anführungszeichen geben die Temperatur

vor der Verformung an.

1 Stunde bei 1200°C wärmebehandelt und mit Wasser abgeschreckt.

Ebenfalls 3 Stunden bei 430⁰C wärmebehandelt.

a) Oberhalb des Umwandlungsbereiches. Tabelle II

45

Physikalische Eigenschaft von gemäß der Erfindung verformungsgehärteten Werkstücken, im Vergleich zu anderen Werkstücken.

Legierungszusammensetzung:

34,5% Co, 10% Mo, 20% Cr₁ 0,5% Si, 35% Ni.

Verformungstemp.	0,2-Grenze	Zug	Ein- 55
(⁰C)*) und Ver		festigkeit	schnürung
formungsgrad (%)	kp/cm²	kp/cm²	(%)
Gießling	2 670	6610	61
-196 -40%	16 700	17 600	28 60
60%	17 900	18 800	31
80%	18 500	20 400	4
21 -10%	11 200	12 000	18
32%	12 000	13 800	30
40%	13 900	14 900	44 65
60%	15 600	16 800	40
75%	15 700	16 900	40
80%	16 400	17 600	56

Verformungstemp.
(⁰C)") und Verformungsgrad (°/o)

0,2-Grenze
kp/cm²

Zugfestigkeit
kp/cm²

Einschnürung (°/)

»820«

»950«

885**)

»1090« -60%

-40%

60%

-60%

9 500

7 360
9 820

8 420

10 500

10 800
13 500
10 700

17

56
17
58

*) Die Werte in Anführungszeichen geben die Temperatur

vor der Verformung an.
**) Oberhalb des Umwandlungsbereiches.

Tabelle III

Legierungszusammensetzung:

59,5% Co, 10% Mo, 20% Cr, 0,5% Si, 10% Ni.

40 Verformungstemp.
("C)*) und Verformungsgrad (%)

0,2 Grenze
kp/cm²

Zugfestigkeit
kp/cm²

Einschnürung (%)

Gießling 3 300 4 640 30

21 -10% 16 400 18 900 4

20% 17 700 19 900 5,5

40% 18 700 23 500 5,5

770***) -20% 13500 15 100 39
»930«

885 -25% 8 440 11 600 20

»1090« 60% 13 600 15 000 25

996**) -60% 5 340 11200 38
»1200«

*) Die Werte in Anführungszeichen geben die Temperatur

vor der Verformung an.
**) Oberhalb des Umwandlungsbereiches.
***) 60% gesenkgestaucht bei 996°C vor Verformung bei 774°C

Beispiel 4

Das Gemisch von Beispiel 1 (49,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silicium und 20% Nickel) wurde in einem offenen Lichtbogenofen geschmolzen und in Sandformen zu Stäben von 3,175 cm 0 und 15,24 cm Länge gegossen. Die Stäbe wurden auf 1,27 cm 0 und 15,24 cm Länge bearbeitet. Sie wurden bei 885° C gesenkgestaucht (die Temperatur vor der Deformation betrug 1066° C), indem der Querschnitt um 60% verringert wurde. Dann wurde mit einer 60-PS-Gesenkstauchmaschine bei Raumtemperatur (21° C) der Querschnitt um 60% verringert.

Aus den erhaltenen Stäben wurden Proben geschnitten, die Temperaturen von 370, 430 und 650°C bis zu 100 h ausgesetzt und bei Raumtemperatur untersucht wurden. Die Fähigkeit der erfindungsgemäß hergestellten Werkstücke, ihre Raumtemperaturfestigkeitseigenschaften in einem wesentlichen Maße beizubehalten, geht aus der Tabelle 4 hervor. Die Tatsache, daß das Röntgenstrahlenintensitätsverhältnis während verlängerter Wärmebehandlung bei 370 und 430°C im wesentlichen konstant bleibt, zeigt an, daß die /■/CP-Phase in dieser Legierung nicht wesentlich zunimmt, obwohl sogar bei diesen Temperaturen die stabile Struktur 100% HCP-Phase ist. In der Feinstruktur der bei Raumtemperatur unter strengen Bedingun-

gen verformten Proben bleibt die Plättchenform nach verlängerter Behandlung bei Temperaturen unterhalb 650⁰C überwiegend erhalten. Bei 370 und 427°C bleibt die Plättchenform in der Legierung, deren Eigenschaften in Tabelle 4 bei mindestens 100 h Behandlung wiedergegeben sind, erhalten. Bei 650⁰C bleibt die Plättchenform mehr als 10 h, aber weniger als 100 h in einer Legierung, die bei Raumtemperatur 60% verformt wurde, erhalten.

So die Plättchenform erhalten bleibt, verringert sich nicht die Festigkeit der Legierung. Findet eine übermäßige Zunahme der HCP-Phase bei erhöhten Temperaturen statt, was durch ein wesentliches Ansteigen des Intensitätsverhältnisses angezeigt wird, so werden die Plättchen kugelig weichgeglüht, und es entstehen neue gleichachsige Körner von HCP-Phase. Bei der in der Tabelle 4. angeführten Legierung ist das Verschwinden der Plättchen durch Weichglühen und die Zunahme an gleichachsigen Körnern von einer Abnahme der Streckgrenze von etwa 21 100 auf 14 100 kp/cm² begleitet.

Tabelle IV	10% Mo, 20%	22 700	Cr, 0,5%	Si, 20% Ni.
	0,2-Grenze	23 700	Zug	Röntgen-
Legierungszusammensetzung:		24 400	festigkeit	strahleninten-
49,5% Co,		22 500		sitätsverhält-
Behandlungs		24 500		nis
bedingungen	Temp. Stunden kp/cm²	24 400	kp/cm²	/(101)
		21 100		HCP/I{200)
	"C	22 900		FCC
370 1	13 900	22 800	3,3*)
370 10		23 900	3,1*)
370 100		24 400	3,2*)
430 1	22 500	3,9*)
430 10	24 600	3,4*)
430 100	24 500	3,6*)
650 1	22 700	4,2*)
650 10	23 500	6,2*)
650 100	14 600	470,0**)

*) Streifungen in FCC-Körnern auf Grund der spannungsinduzierten Entstehung von WCP-Plättchen während Deformation bei Raumtemperatur ist noch in optischer Feinstruktur nach Hitzebehandlung vorhanden. ··) Weichglühen der HCP-Plättchen und Zunahme an gleichachsigen WCP-Körnem zeigt die optische Feinstruktur an.

Beispiel 5

Das Gemisch von Beispiel 2 (34,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium und 35% Nickel) wurde in einem offenen Lichtbogenofen geschmolzen und in Sandformen zu Stäben von 3,175 cm Durchmesser und 15,24 cm Länge gegossen. Sie wurden auf 2,54 cm Durchmesser und 15,24 cm Länge verformt und dann bei 885° C unter 60% Querschnittsverringerung und dann bei Raumtemperatur unter Verringerung des Querschnitts um 60% in einer 30-PS-Gesenkstauchmaschine bearbeitet.

Die erhaltenen Stäbe wurden zu Proben geschnitten, Temperaturen von 370, 430 und 650⁰C bis zu 100 Stunden ausgesetzt und untersucht. Die Fähigkeit der erfindungsgemäßen Werkstücke, ihre Festigkeitseigenschaften bei Raumtemperatur und 680⁰C beizubehalten, geht aus der Tabelle 5 hervor.

Tabelle V

Legierungszusammensetzung:

34,5% Co, 10% Mo, 20% Cr, 0,5% Si, 35% Ni.

Behandlungs	Stunden	Raumtemperatur	festigkeit	68O⁰C	Zug
bedingungen	1		kp/cm²		festigkeit
	10		19 000	0,2-	kp/cm²
Temp	100	0,2-Grenze Zug-	20 100	Grenze	12 900
"C	1		20 400	kp/cm²	12 100
370	10	kp/cm²	20 300	8800	13 300
370	100	18 600	21 100	8800	12 900
370	1	19 700	22 400	9120	13 400
430	10	20 100	17 900	9820	12 600
430	100	19 800	19 400	8810	13 300
430		20 600	17 600	9140	13 400
650	22 200	ispiel 6	9490	9 870
650	17 800	8770
650	19 200	6120
	16 900
	Be

Die Tabellen 6 und 7 fassen die Versuche 6 bis 21 zusammen. Alle Legierungen wurden zuerst wie in Beispiel 1 gegossen. Sie wurden zu Werkstücken geformt und dann nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt und wie in Beispiel 1 geprüft.

Tabelle 6 zeigt die Legierungszusammensetzung jedes Beispiels, sowie die Behandlung, der man die Formstükke nach dem Gießen aussetzte. Tabelle 7 zeigt die physikalischen Eigenschaften der verformungsgehärteten Werkstücke gemessen bei Raumtemperatur im Vergleich zu den gegossenen Werkstücken. So würde Versuch 6 auf das verformungsgehärtete Werkstück passen, während Versuch 6A dem gegossenen Vergleichswerkstück entspricht.

Tabelle VI

Versuch Legierungszusammensetzung

Co Mo Cr Si

Ni

Temperatur vor
der Verformung
⁰C

Verformungsgrad, %

6	64,5	10	20	0,5	5	1070	60
7	66,5	12	16	0,5	5	1070	60
8	61,5	8	20	0,5	10	1070	60
9*)	59,5	10	20	0,5	10	21	40
10	56,5	12	16	0,5	10	1070	60
11	49,5	10	20	0,5	20	21	60
12	43,9	15,3	18,3	0,5	22	1070	60

	15	15	Mo	Cr	33	349	16	Ver
			10	20				formungs-
Fortsetzung							Temperatur vor	grad, %
Versuch		Legierungszusammensetzung					der Verformung	60
			12	20			⁰C	40
	Co	10	25	Si	Ni	1070
13 -	.41,5	10	• 20	0,5	28	21
		8	25			4 H bei 480° C
		8	20			4 H bei 480° C
14	35	10	20	0,5	32,5	4 H bei 48O⁰C
15	30	10	20	0,5	34,5	4 H bei 480° C
16	35	10	20	0,2	34,8	4 H bei 480⁰C
17	30		0,5	36,5	4 H bei 480⁰C	60
18	35	0,5	36,5	4 H bei 480° C	60
19	29,5	0,5	40	21
20	35	0,02	34,98	21
*21·)**	.29,8	0,02	35

*) Enthält auch 5% Eisen.
**) Enthält auch 5% Kupfer und 0,2% Zirkonium.

Beispiel 7

Dieses Beispiel erläutert, wie wichtig es ist, die Kohlenstoff menge im Legierungsgemisch zu begrenzen. Ein Legierungsgemisch aus etwa 34,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium, 34,5% Nickel und 0,38% Kohlenstoff wurde in einem offenen Induktionsofen geschmolzen und in eine Graphitform gegossen. Die V-Kerbschlagzähigkeit nach C h a r ρ y des Gußkörpers betrug < 0,692 mkp. "

Nach 4 h Lösungsglühen bei 1205⁰C brach ein Barren der Legierung beim Strangpressen bei 1205⁰C unter Anwendung eines Verformungsverhältnisses 8 :1.

Andererseits wurde das Legierungsgemisch des Beispiels 22 (34,5% Kobalt, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium, 35% Nickel und nur 0,04% Kohlenstoff) auf gleiche Weise zu einem Barren verformt. Seine V-Kerbschlagzähigkeit nach C h a r ρ y betrug > 16,6 mkp.

Beispiele 8 und 9

Im Beispiel 23 wurde ein Legierungsgemisch aus 35% Nickel, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,1% Silizium und restlich Kobalt wie in Beispiel 1 in eine offene Eisenform gegossen. Der Barren wurde bei 885° C gesenkgestaucht (die Temperatur vor der Verformung betrug 1065⁰C), um seinen Querschnitt um 60% zu reduzieren, und dann bei 64% gesenkgestaucht. Bei der Spannungsbruchprüfung bei 595°C dehnte er sich um 6% nach 100 Stunden Spannung von 6330 kp/cm².

Im Beispiel 24 wurde eine Legierung aus 20% Nickel, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,1% Silizium und restlich Kobalt in eine offene Gußeisenform wie in Beispiel 1 gegossen. Der erhaltene Barren wurde bei 885° C gesenkgestaucht (die Temperatur vor der Verformung betrug 1065⁰C) um seinen Querschnitt um 60% zu reduzieren und wurde dann bei Raumtemperatur 37% gesenkgestaucht. Bei der Spannungsbruchprüfung bei 595°C dehnte er sich um 10% nach 100 Stunden Spannung von 6610 kp/cm².

Zur Kontrolle wurde ein Barren einer handelsüblichen Legierung auf der Grundlage von Kobalt (2% Nickel, 6% Molybdän, 27% Chrom, 0,6% Silizium, 0,25% Kohlenstoff, 1% Eisen, 0,6% Mangan und Rest Kobalt) 100 Stunden der Spannungsbruchprüfung.bei 595° C unterworfen. Er brach bereits bei einer Spannung von 4570 kp/cm².

Beispiel 10

Die Wirkung einer Hitzebehandlung von mindestens 0,5 h bei 315—650⁰C nach Deformation auf die mechanischen Eigenschaften zeigt die Tabelle 8.

Ein ins Vakuum gegossener Barren von 6,8 kg Gewicht aus einer Legierung mit 35% Nickel, 10% Molybdän, 20% Chrom, 0,5% Silizium, und restlich Kobalt wurde bei 1200° C 8 :1 stranggepreßt. Er wurde 1 h einer Temperatur von 1200⁰C ausgesetzt, anschließend mit Wasser abgeschreckt und danach bei Raumtemperatur 80% gesenkgestaucht. Teile des gesenkgestauchten Stabes wurden im Versuch 25 4 h bei 430⁰C wärmebehandelt, im Versuch 26 4 h bei 540⁰C und im Versuch 27 4 h bei 650° C.

Die Eigenschaften der hitzebehandelten Werkstücke wurden mit einem Kontrollstück verglichen, das 80% gesenkgestaucht war und das nicht hitzebehandelt war. Die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, besonders die Verbesserung der Streckspannung, geht aus der Tabelle hervor. Es ist hervorzuheben, daß die Streckspannung bei dieser Hitzebehandlung nicht zunimmt, wenn die Legierung nicht zuvor bei einer Temperatur unterhalb dem Umwandlungsbereich deformiert wurde.

Tabelle VIII

Versuch

0,2-Grenze

kp/cm²

Zugfestigkeit

kp/cm*

Einschnü
rung

Dehnung

25	21500	21900	45	7
26	22 600	2 300	46	7
27	21900	22 900	16	2
Vergleich	18 300	.19 600	56	12

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

609 526/142

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Verformungshärtung von Kobalt-Nickel-Chrom-MoIybdän-Legierungen, bestehend aus 7 bis 16% Molybdän, 13 bis 25% Chrom, 5 bis 40% Nickel, bis zu je 2%, insgesamt bis zu 4%, Mangan,. Titan, Aluminium und/oder Zirkonium, bis zu 6%, vorzugsweise 1 bis 5%, Kupfer, Rest 25% oder mehr Kobalt mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen, einschließlich bis 0,5% Silicium und bis 0,02% Wasserstoff, Schwefel und Phosphor, mit der Maßgabe, daß bis zu 6% der Summe der Nickel- und Kobaltgehalte durch Eisen ersetzt sein können und daß der Quotient aus der Summe der Kobalt- und Nickelgehalte dividiert durch den Chromgehalt 2,5 und mehr beträgt, dadurch gekennzeichnet, daß ein vorgeformtes Werkstück aus einer solchen Legierung, die jedoch nicht mehr als je 0,05%, insgesamt nicht mehr als 0,1% Kohlenstoff, Bor, Sauerstoff, Stickstoff und/oder Beryllium sowie nicht mehr als je 0,02% Wasserstoff, Schwefel und/oder Phosphor enthält, in dem Temperaturbereich, in dem nur die hexagonal dichtgepackte Phase oder die kubisch flächenzentrierte Phase sowie die hexagonal dichtgepackte Phase nebeneinander existieren, auf 10 bis 80% Querschnittsverminderung verformt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Verformung in dem Temperaturbereich, in dem nur die hexagonal dichtgepackte Phase vorliegt, durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück nach der Verformung bei 315 bis 650⁰C angelassen wird.