Zusatzpatent zum Hauptpatent Nr. 294397. Verfahren zur Herstellung einer Triebfeder für Uhren sowie nach diesem Verfahren erhaltene Triebfeder. Die Metallkristalle sind Bekannterweise in Bezug auf ihre elastischen Eigenschaften aniso- trop. So hat z. B. der Elastizitätsmodul im kubischen Kristallgitter ein ausgeprägtes Maximum in der Richtung der Würfeldiago nale, hingegen ein Minimum in Richtung der Würfelkante.
Durch eine Reihe von Publikationen (unter anderem Zeitschrift für Metallkunde; Band 41 [1950], Heft 2, Seite 45) ist bestätigt worden, dass sowohl für kubisch raumzentriertes Ma terial als auch für kubisch flächenzentriertes Material der Elastizitätsmodul sowie die übri gen elastischen Eigenschaften und Festigkeits werte starke Anisotropie aufweisen und sowohl im kubisch raumzentrierten Gitter als auch im kubisch flächenzentrierten Gitter beispiels weise der Maximalwert des Elastizitätsmoduls vorzugsweise in Richtung der Würfeldiago nalen liegt.
In der deutschen Patentschrift Nr. 833056 wird ein Verfahren zur Herstel lung von Federn @ aus Stählen und metalli schen Werkstoffen anisotroper Beschaffenheit, die aus gewalzten Blechen in der Richtung der besten elastischen Eigenschaften ausgeschnit ten werden, beschrieben.
Durch eine Reihe systematischer Versuche ist es nun gelungen, beispielsweise die Rich tung der Würfeldiagonale durch ein geeig netes Kaltstreckverfahren vorwiegend parallel zur Walzrichtung zu legen, wobei sich eine wesentliche Steigerung des Elastizitätsmoduls von 10 bis 30 % in der Längsrichtung der so hergestellten Federbänder ergab.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist nun- ein Verfahren zur Herstellung einer Triebfeder für Uhren, gemäss welchem eine kobalthaltige Legierung; welche ein kubisch flächenzentriertes Kristallgitter aufweist, in Drahtform homogenisiert und abgeschreckt, hierauf kalt heruntergezogen und kalt zum Band gewalzt wird, wobei das Verhältnis der Querschnittsverminderung beim Ziehen des Drahtes zur Querschnittsverminderung durch das Flachwalzen des Drahtes s :
abgestimmt wird, dass sich die Richtung des Hächstwertes des Elastizitätsmoduls vorwiegend parallel zur Walzrichtung des Bandes orientiert, worauf bei Temperaturen von 200 bis 600 C nach behandelt wird, um einen Elastizitätsmodul von mindestens 21000 kgimm2 zu erreichen. Es hat sich ferner gezeigt, dass es zweckdien lich ist, den Draht derart herunterzuziehen und zu walzen, dass eine totale Querschnitts verminderung von mindestens 80 % erfolgt.
Ferner betrifft die Erfindung solche Trieb federn für Uhren, welche nach dem erfin dungsgemässen Verfahren erhalten werden.
Derartige Triebfedern werden vorzugs weise aus Legierungen bestehen, welche noch mindestens ein Element aus der 4. Reihe der B. Gruppe des periodischen Systems und min destens ein Element aus der Gruppe 6a des periodischen Systems mit einem Atomgewicht von 52 bis 184 enthalten.
Besonders geeignet für diesen Zweck sind vergütbare Eisen-Nickel-Kobalt-Legierungen; daneben können .solche Legierungen noch Chrom, Wolfram und/oder Molybdän sowie kleine Mengen an eine Aushärtung bewirken den Elementen, wie z. B. Beryllium, Titan, Niob, Kohlenstoff usw., die einzeln oder wahl weise kombiniert vorhanden sein können, ent halten.
Die Zusammensetzung solcher Legierun gen kann selbstverständlich in weiten Grenzen schwanken, wobei sich aus derartigen Legie rungen Triebfedern für Uhren herstellen las sen, die einen erhöhten Elastizitätsmodul auf weisen und sich somit besser eignen als die bis jetzt im Handel befindlichen Triebfedern.
Weiterhin konnte festgestellt werden, dass beispielsweise aus Legierungen mit kubisch flächenzentriertem Kristallgitter gemäss Er findung hergestellte Triebfedern bei der rönt genographischen Texturbestimmung eine aus gesprochene Häufung der 110- oder 111-Rich- tiing, das heisst eine Orientierung der 110- oder 111-Richtung parallel zur Walzrichtung, zei gen, wogegen dies bei den bis anhin herge stellten Federn gleicher Legierungskomposi tionen nicht der Fall. war.
Überdies gelingt es, Triebfedern zu erzeugen, die - verglichen mit den bis anhin erhaltenen - erhöhte elastische Eigenschaften und höhere Festigkeitswerte aufweisen; so kann z. B. der Elastizitätsmodul durch geeignete Texturbildung bis auf 24000 kg/mm2 und mehr gesteigert werden, während bis heute Werte von 18 bis 21000 als optimal bezeichnet wurden.
Wie bereits erwähnt, kann die Zusammen setzung der zur Anwendung gelangenden Le gierungen schwanken. So kann man Legie rungen mit: folgenden Maximalgehalten ver wenden:
EMI0002.0025
höchstens <SEP> 68 <SEP> % <SEP> Ni
<tb> " <SEP> 99,5 <SEP> % <SEP> Fe
<tb> " <SEP> 30 <SEP> % <SEP> Cr
<tb> " <SEP> 50 <SEP> % <SEP> Co
<tb> " <SEP> 20 <SEP> % <SEP> Mo <SEP> oder <SEP> W <SEP> oder <SEP> Mo <SEP> + <SEP> W
<tb> " <SEP> 3 <SEP> % <SEP> Be
<tb> " <SEP> 5 <SEP> % <SEP> Ti
<tb> " <SEP> 1,
5 <SEP> % <SEP> C
<tb> " <SEP> 20 <SEP> % <SEP> Mn
<tb> " <SEP> 4 <SEP> % <SEP> Si
<tb> " <SEP> 6 <SEP> % <SEP> Nb Legierungen mit folgenden Gehalten eignen sich insbesondere für den erfindungsgemässen Zweck
EMI0002.0026
<B>10-68%</B> <SEP> Ni
<tb> <B>5-20%</B> <SEP> Fe
<tb> <B>10-30%</B> <SEP> Cr
<tb> <B>5-50%</B> <SEP> Co
<tb> 0-20% <SEP> Mo
<tb> 0-20% <SEP> W
<tb> 0,01-2% <SEP> Be
<tb> 0-3 <SEP> % <SEP> Ti
<tb> <B>0-0,6%</B> <SEP> C
<tb> 0-4% <SEP> Mn
<tb> 0-4 <SEP> % <SEP> Si
<tb> <B>0-6%</B> <SEP> Nb Als besonders geeignet haben sieh die folgenden Legierungstypen erwiesen:
EMI0002.0027
<I>Typus <SEP> I <SEP> Typus <SEP> II</I>
<tb> <B>10-60%</B> <SEP> Ni <SEP> <B>5-31%</B> <SEP> Ni
<tb> 520 <SEP> % <SEP> Fe <SEP> <B>0-18%</B> <SEP> Fe
<tb> 5-50 <SEP> % <SEP> Co <SEP> <B>20-50%</B> <SEP> Co
<tb> 10-25 <SEP> % <SEP> Cr <SEP> <B>15-30%</B> <SEP> Cr
<tb> 1-20 <SEP> % <SEP> Mo <SEP> oder <SEP> W <SEP> oder <SEP> Mo <SEP> + <SEP> W <SEP> <B>0-10%</B> <SEP> Mo
<tb> 0,1-2 <SEP> % <SEP> Be <SEP> <B>0,01-0,1%</B> <SEP> Be
<tb> 0,1-3 <SEP> % <SEP> Ti <SEP> 0-0,3 <SEP> % <SEP> C
<tb> 0,05=0,
6 <SEP> % <SEP> C <SEP> 0-3 <SEP> % <SEP> Mn
<tb> 1-4 <SEP> % <SEP> Mn <SEP> + <SEP> Si Man kann beispielsweise Legierungen mit folgenden Gehalten für den erfindungs- gemässen Zweck verwenden
EMI0003.0003
<I>Legierung <SEP> 1 <SEP> Legierung <SEP> 2 <SEP> Legierung <SEP> 3</I>
<tb> Co <SEP> 40% <SEP> Co <SEP> 40% <SEP> Ni <SEP> 34,8
<tb> Cr <SEP> 12% <SEP> Cr <SEP> 20% <SEP> Cr <SEP> 11,2
<tb> Mo <SEP> 8 <SEP> % <SEP> Ni <SEP> <B>15,5%</B> <SEP> Fe <SEP> 5,8
<tb> Ni <SEP> <B>16%</B> <SEP> Mn <SEP> 2 <SEP> % <SEP> Mn <SEP> 1,2
<tb> Ti <SEP> 1 <SEP> % <SEP> C <SEP> <B>0,15%</B> <SEP> si <SEP> 0,3
<tb> Be <SEP> 0,8 <SEP> % <SEP> Be <SEP> <B>0,03%</B> <SEP> W <SEP> <B>5,6%</B>
<tb> Mn <SEP> + <SEP> Si <SEP> 2 <SEP> % <SEP> Mo <SEP> <B>7,0%</B> <SEP> Nb <SEP> 4,
0
<tb> Fe <SEP> Rest <SEP> Fe <SEP> <B>15%</B> <SEP> Ti <SEP> 2,4%
<tb> Co <SEP> 34,1% Die bekannten Triebfedern aus vergüt- baren Eisen-Nickel-Kobalt-Legierungen wur den bis anhin am breiten Band bis zu den kleinsten Dicken heruntergewalzt und dann zu schmalen Bändern geschnitten. Alle diese Bän der erreichen Werte des Elastizitätsmoduls von höchstens<B>19000</B> kgimm2, jedoch meistens nur 17 000 bis 18000 kgimm2 bei den modernen vergütbaren Eisen-Nickel-Kobalt-Legierungen.
Die Nachprüfung der oben erwähnten Vor züge erfolgte mit der kubisch flächenzentrier ten Legierung -folgender Zusammensetzung: 40%Co,12%Cr,8%Mo,16%Ni,1%Ti, 0,8 % Be, 2 % Mn + Si, Rest Fe.
Von dieser Legierung wurde von derselben Schmelze die eine Hälfte des Materials zu brei tem Band verarbeitet und die andere Hälfte zu Draht. Band und Draht wurden bei der gleichen Temperatur, nämlich bei 1000 bis 1100 C, homogenisiert und auf Zimmertem peratur abgeschreckt. Die fertigen Bänder wurden nachträglich durch Behandeln bei einer Temperatur von 400 bis 600 C auf Maximalhärte vergütet. Sowohl das breite als auch das schmale, vom Draht gewalzte Band wurden nach der Homogenisierung total etwa 90 % kalt verformt und auf die Dicke von 0,1 mm gewalzt. Es wurden Probebänder von 0,1 X 1,5 mm hergestellt und nach deren Vergütung ihre elastischen Eigenschaften be stimmt.
Die Drähte wurden bei einem Durch messer von 1 mm homogenisiert und abge- sehreckt, bis auf einen Durchmesser von 0,6 mm kalt gezogen und dann auf 0,1 mm<B>,</B> Dicke gewalzt. Das breite Band wurde zu Bändchen von 1,5 mm Breite geschnitten.
Die Prüfung der Bänder ergab folgendes Bild <I>Test- 1:</I> Röntgenographische Texturbestim- f mung cs ) vom Band: keine Würfeldiagonalen in der Walzrichtung, b) vom Draht: Häufung der 111-Riehtung (Würfeldiagonale) in der Walzrichtung. , <I>Test 2:</I> Messung des Elastizitätsmoduls: ca) vom Band: E = 18000 bis 18500 kg/mm2, b ) vom Draht:
E = 21200 bis 24000 kgimm2. <I>Test 3:</I> Bleibende Verformung nach Biegen um einen Dorn von 3 mm 0 a) vom Band: 2 bis 3 , b) vom Draht: 1 bis 2 .
<I>Test 4:</I> Bruchprobe durch Biegen um einen scharfkantigen Winkel von 90 a) vom Band: Bruch bei 55 bis 60 , b) vom Draht. Bruch bei 80 bis 90 (z. Teil kein Bruch).
Bei bisher -verwendeten Triebfedern sowie auch bei aus bekannten vergütbaren Ni-Co-Fe- Legierungen hergestellten Triebfedern ist keine Orientierung der 111-Richtung parallel zur Walzrichtung zu erkennen. Die Werte des E-Moduls liegen z. B. bei den am breiten Band gewalzten Ni-Co-Fe-Legierungen bei 17000 bis 19 000. Die bleibende Verformung nach Test 3 beträgt bei den Ni-Co-Fe-Legierungen 2 bis 3 .
Additional patent to main patent no. 294397. Process for the production of a mainspring for watches and mainspring obtained by this process. The metal crystals are known to be anisotropic with regard to their elastic properties. B. the modulus of elasticity in the cubic crystal lattice has a pronounced maximum in the direction of the cube lattice, but a minimum in the direction of the cube edge.
A number of publications (including Zeitschrift für Metallkunde; Volume 41 [1950], Issue 2, page 45) have confirmed that both for body-centered cubic material and for face-centered cubic material, the modulus of elasticity and the other elastic properties and Strength values have strong anisotropy and both in the body-centered cubic lattice and in the face-centered cubic lattice, for example, the maximum value of the modulus of elasticity is preferably in the direction of the cube lattice.
In the German Patent No. 833056 a method for the produc- tion of springs @ made of steels and metallic materials of anisotropic nature, which are cut out of rolled sheets in the direction of the best elastic properties, is described.
A series of systematic experiments has now made it possible, for example, to place the direction of the cube diagonal predominantly parallel to the rolling direction using a suitable cold stretching process, with a substantial increase in the modulus of elasticity of 10 to 30% in the longitudinal direction of the spring strips produced in this way.
The present invention now relates to a method for producing a mainspring for watches, according to which an alloy containing cobalt; which has a face-centered cubic crystal lattice, homogenized and quenched in the form of a wire, then drawn down cold and cold rolled to form the strip, the ratio of the cross-section reduction when drawing the wire to the cross-section reduction through the flat rolling of the wire s:
It is agreed that the direction of the maximum value of the modulus of elasticity is predominantly oriented parallel to the rolling direction of the strip, which is then treated at temperatures of 200 to 600 C to achieve a modulus of elasticity of at least 21,000 kgimm2. It has also been shown that it is expedient to pull the wire down and roll it in such a way that a total cross-section reduction of at least 80% takes place.
The invention also relates to such drive springs for watches, which are obtained according to the inventive method.
Such mainsprings will preferably consist of alloys which contain at least one element from the 4th row of the B. group of the periodic system and at least one element from group 6a of the periodic system with an atomic weight of 52 to 184.
Heat-treatable iron-nickel-cobalt alloys are particularly suitable for this purpose; in addition, such alloys can also chromium, tungsten and / or molybdenum and small amounts of hardening cause the elements, such as B. beryllium, titanium, niobium, carbon, etc., which can be present individually or optionally combined, keep ent.
The composition of such alloys can of course fluctuate within wide limits, with such alloys being able to produce mainsprings for watches that have an increased modulus of elasticity and are therefore better suited than the mainsprings currently on the market.
It was also found that, for example, from alloys with a face-centered cubic crystal lattice according to the invention, there is a pronounced accumulation of the 110 or 111 direction in the X-ray texture determination, i.e. an orientation of the 110 or 111 direction parallel to The rolling direction shows, whereas this is not the case with the springs of the same alloy composition that have been produced up to now. was.
In addition, it is possible to produce mainsprings which - compared with the previously obtained ones - have increased elastic properties and higher strength values; so z. B. the modulus of elasticity can be increased by suitable texture formation up to 24,000 kg / mm2 and more, while values from 18 to 21,000 have been described as optimal up to now.
As already mentioned, the composition of the alloys used can vary. Alloys with the following maximum contents can be used:
EMI0002.0025
at most <SEP> 68 <SEP>% <SEP> Ni
<tb> "<SEP> 99.5 <SEP>% <SEP> Fe
<tb> "<SEP> 30 <SEP>% <SEP> Cr
<tb> "<SEP> 50 <SEP>% <SEP> Co
<tb> "<SEP> 20 <SEP>% <SEP> Mon <SEP> or <SEP> W <SEP> or <SEP> Mon <SEP> + <SEP> W
<tb> "<SEP> 3 <SEP>% <SEP> Be
<tb> "<SEP> 5 <SEP>% <SEP> Ti
<tb> "<SEP> 1,
5 <SEP>% <SEP> C
<tb> "<SEP> 20 <SEP>% <SEP> Mn
<tb> "<SEP> 4 <SEP>% <SEP> Si
<tb> "<SEP> 6 <SEP>% <SEP> Nb alloys with the following contents are particularly suitable for the purpose according to the invention
EMI0002.0026
<B> 10-68% </B> <SEP> Ni
<tb> <B> 5-20% </B> <SEP> Fe
<tb> <B> 10-30% </B> <SEP> Cr
<tb> <B> 5-50% </B> <SEP> Co
<tb> 0-20% <SEP> Mon
<tb> 0-20% <SEP> W
<tb> 0.01-2% <SEP> Be
<tb> 0-3 <SEP>% <SEP> Ti
<tb> <B> 0-0.6% </B> <SEP> C
<tb> 0-4% <SEP> Mn
<tb> 0-4 <SEP>% <SEP> Si
<tb> <B> 0-6% </B> <SEP> Nb The following alloy types have proven to be particularly suitable:
EMI0002.0027
<I> Type <SEP> I <SEP> Type <SEP> II </I>
<tb> <B> 10-60% </B> <SEP> Ni <SEP> <B> 5-31% </B> <SEP> Ni
<tb> 520 <SEP>% <SEP> Fe <SEP> <B> 0-18% </B> <SEP> Fe
<tb> 5-50 <SEP>% <SEP> Co <SEP> <B> 20-50% </B> <SEP> Co
<tb> 10-25 <SEP>% <SEP> Cr <SEP> <B> 15-30% </B> <SEP> Cr
<tb> 1-20 <SEP>% <SEP> Mo <SEP> or <SEP> W <SEP> or <SEP> Mo <SEP> + <SEP> W <SEP> <B> 0-10% </ B> <SEP> Mon
<tb> 0.1-2 <SEP>% <SEP> Be <SEP> <B> 0.01-0.1% </B> <SEP> Be
<tb> 0.1-3 <SEP>% <SEP> Ti <SEP> 0-0.3 <SEP>% <SEP> C
<tb> 0.05 = 0,
6 <SEP>% <SEP> C <SEP> 0-3 <SEP>% <SEP> Mn
<tb> 1-4 <SEP>% <SEP> Mn <SEP> + <SEP> Si For example, alloys with the following contents can be used for the purpose according to the invention
EMI0003.0003
<I> Alloy <SEP> 1 <SEP> Alloy <SEP> 2 <SEP> Alloy <SEP> 3 </I>
<tb> Co <SEP> 40% <SEP> Co <SEP> 40% <SEP> Ni <SEP> 34.8
<tb> Cr <SEP> 12% <SEP> Cr <SEP> 20% <SEP> Cr <SEP> 11.2
<tb> Mo <SEP> 8 <SEP>% <SEP> Ni <SEP> <B> 15.5% </B> <SEP> Fe <SEP> 5.8
<tb> Ni <SEP> <B> 16% </B> <SEP> Mn <SEP> 2 <SEP>% <SEP> Mn <SEP> 1,2
<tb> Ti <SEP> 1 <SEP>% <SEP> C <SEP> <B> 0.15% </B> <SEP> si <SEP> 0.3
<tb> Be <SEP> 0.8 <SEP>% <SEP> Be <SEP> <B> 0.03% </B> <SEP> W <SEP> <B> 5.6% </B>
<tb> Mn <SEP> + <SEP> Si <SEP> 2 <SEP>% <SEP> Mo <SEP> <B> 7.0% </B> <SEP> Nb <SEP> 4,
0
<tb> Fe <SEP> rest <SEP> Fe <SEP> <B> 15% </B> <SEP> Ti <SEP> 2.4%
<tb> Co <SEP> 34.1% The well-known mainsprings made of heat-treatable iron-nickel-cobalt alloys have been rolled down to the smallest thicknesses on wide strips and then cut into narrow strips. All of these bands achieve values of the modulus of elasticity of at most <B> 19,000 </B> kgimm2, but mostly only 17,000 to 18,000 kgimm2 for modern heat treatable iron-nickel-cobalt alloys.
The above-mentioned advantages were checked with the face-centered cubic alloy - the following composition: 40% Co, 12% Cr, 8% Mo, 16% Ni, 1% Ti, 0.8% Be, 2% Mn + Si, Remainder Fe.
From this alloy, one half of the material was processed into broad tape and the other half into wire from the same melt. The tape and wire were homogenized at the same temperature, namely at 1000 to 1100 C, and quenched to room temperature. The finished strips were subsequently tempered to maximum hardness by treatment at a temperature of 400 to 600 C. Both the wide and the narrow strip, rolled from the wire, were completely cold deformed by about 90% after homogenization and rolled to a thickness of 0.1 mm. Test tapes of 0.1 X 1.5 mm were produced and their elastic properties were determined after they were coated.
The wires were homogenized and drawn with a diameter of 1 mm, cold drawn down to a diameter of 0.6 mm and then rolled to a thickness of 0.1 mm. The wide ribbon was cut into ribbons 1.5 mm wide.
Testing of the strips gave the following picture <I> Test 1: </I> X-ray texture determination cs) from the strip: no cube diagonals in the rolling direction, b) from the wire: accumulation of the 111 direction (cube diagonal) in the rolling direction . , <I> Test 2: </I> Measurement of the modulus of elasticity: ca) from the strip: E = 18000 to 18500 kg / mm2, b) from the wire:
E = 21200 to 24000 kgimm2. <I> Test 3: </I> Permanent deformation after bending around a 3 mm mandrel 0 a) from the tape: 2 to 3, b) from the wire: 1 to 2.
<I> Test 4: </I> Break test by bending at a sharp angle of 90 a) from the tape: break at 55 to 60, b) from the wire. Break at 80 to 90 (e.g. no break).
In the case of the main springs used up to now and also of the main springs made from known heat treatable Ni-Co-Fe alloys, no orientation of the 111-direction parallel to the rolling direction can be seen. The values of the E-module are e.g. For example, in the case of the Ni-Co-Fe alloys rolled on a wide strip, it is 17,000 to 19,000. The permanent deformation according to test 3 is 2 to 3 for the Ni-Co-Fe alloys.