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Die
Erfindung betrifft eine CoNiCr-Legierung sowie eine Feder aus einer
CoNiCr-Legierung und ein Verfahren zur Herstellung einer Feder aus
einer CoNiCr-Legierung.
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Federn,
insbesondere Aufzugs- oder Triebfedern, dienen in Geräten
und Instrumenten aller Art, beispielsweise in mechanischen Uhren,
als Energiespeicher und nutzen dafür die elastische Energie
eines Federwerkstoffes aus. Dabei wird das Energiespeichervermögen
der Feder auch als Arbeitsspeichervermögen A bezeichnet.
Der Zusammenhang zwischen Energie- oder Arbeitsspeichervermögen
der Feder und den Materialeigenschaften des Federwerkstoffes wird
dabei durch die Formel A ∝ V·(σE 2/E) beschrieben,
wobei V das Volumen der Feder, σE die
Elastizitätsgrenze des Federwerkstoffes und E der Elastizitätsmodul
des Federwerkstoffes sind.
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Bei
vielen Anwendungen steht der Feder nur ein begrenzter Bauraum zur
Verfügung, sodass die Möglichkeit, das Energie-
bzw. Arbeitsspeichervermögen über ein vergrößertes
Federvolumen zu erhöhen, nur eingeschränkt oder überhaupt
nicht gegeben ist. Dis ist beispielsweise der Fall für
Aufzugs- bzw. Triebfedern von mechanischen Uhren. Ein gewünschtes
hohes Energie- bzw. Arbeitsspeichervermögen, das eine möglichst hohe
Gangreserve des Instrumentes, z. B. der Uhr, sicherstellt, kann
somit im wesentlichen nur durch eine hohe Elastizitätsgrenze
bzw. hohe mechanische Festigkeit des eingesetzten Werkstoffes erreicht
werden. Damit sind höchstfeste Federwerkstoffe erforderlich,
um bei möglichst kleinem bzw. be schränktem Volumen
der Feder ein großes Energie- bzw. Arbeitsspeichervermögen
zu realisieren.
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Das
Federmaterial muss zudem insbesondere bei Anwendungen für
Aufzugs- und Triebfedern von mechanischen Uhren ausreichend bruchsicher
sein, damit örtliche Spannungsspitzen, wie sie während
der Verarbeitung oder bei einer unsensiblen Behandlung der Uhr im
Alltagseinsatz auftreten können, nicht zum Bruch der Feder
führen. Dies erfordert ein ausreichendes Maß an
Duktilität des Werkstoffes.
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Neben
den erforderlichen mechanischen Eigenschaften müssen die
für Federanwendungen eingesetzten Werkstoffe des weiteren
unmagnetisch sein, da sonst die Ganggenauigkeit oder die generelle
Funktion des Instrumentes, beispielsweise der Uhr, durch äußere
Magnetfelder beeinflusst würde.
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Somit
müssen die Werkstoffe insbesondere für Aufzugs-
oder Triebfedern verschiedene Eigenschaften gleichzeitig erfüllen:
Zum
einen müssen sie eine maximale mechanische Festigkeit bei
ausreichender Duktilität aufweisen. Zudem müssen
die Werkstoffe bruchsicher, knick- und biegefest sowie unmagnetisch
sein. Darüber hinaus ist in vielen Fällen eine
hohe Korrosionsbeständigkeit erforderlich.
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Für
den Einsatz in Aufzugs- und Triebfedern, insbesondere bei mechanischen
Uhren, werden dabei beispielsweise folgende Werkstoffe eingesetzt.
Zum einen werden Stähle, typischerweise martensitische und/oder
kaltverformte Kohlenstoffstähle sowie aushärtbare
Cr-Ni-Stähle, verwendet. Federn aus Kohlenstoffstählen
haben zwar eine hohe Elastizitätsgrenze und eine hohe plastische
Dehnung, sind allerdings unter ungünstigen klimatischen
Bedingungen nicht ausreichend korrosionsbestän dig. Zudem
sind diese unter der wechselnden Spannungsbeanspruchung, wie sie
im Bereich von Aufzugs- und Triebfedern für mechanische Uhren
auftritt, besonders Spannungsrisskorrosionsanfällig und
damit nicht ausreichend bruchsicher. Des weiteren sind viele Stähle
in ihrer Festigkeit begrenzt, zudem sind sie oft grundlegend nicht
ausreichend bruchsicher und korrosionsbeständig. Ein weiterer
Nachteil der Stahlfedern liegt in der fehlenden Langzeitstabilität
ihrer Eigenschaften. Stahlfedern büßen im Laufe
ihrer Lebensdauer ihre Federkraft und damit Gangreserve ein, was
einen gravierenden Nachteil darstellt. Einige Kohlenstoffstähle
sind darüber hinaus nicht unmagnetisch, wodurch deren Einsatz
in Uhrwerken nur eingeschränkt möglich ist.
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Als
weitere Werkstoffe dienen ausscheidungsgehärtete CoNiCr-Legierungen
mit Zusätzen an Fe, W, Mo, Ti, Mn, Si, Be, welche gegenüber
den Stahlfedern teilweise deutlich verbesserte Eigenschaften besitzen. Einerseits
zeichnen sie sich durch hohe elastische Biegespannungen und erhöhte
Bruchsicherheit aus, welche auch durch eine Texturausbildung des
Materials während der Verformung bzw. Verarbeitung bedingt
ist. CoNiCr-Werkstoffe zeichnen sich zudem durch eine hohe Korrosionsbeständigkeit
aus und sind vollständig unmagnetisch. Für höchstwertige
Aufzugsfedern, wie sie für mechanische Uhren im gehobenen
Bereich Verwendung finden, werden bevorzugt Behaltige CoNiCr-Legierungen
eingesetzt, da sie bezüglich Festigkeit und damit Energiespeichervermögen,
und unmagnetischen Eigenschaften allen anderen Alternativwerkstoffen überlegen
sind.
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Aus
der
GB 647 819 ist eine
CoNiCr-Legierung für Uhrenfedern bekannt, welche 20% bis
50% Co, 5% bis 31% Ni, 15% bis 30% Cr, 0 bis 18% Fe, 0 bis 3% Mn,
0 bis 0,30% C und 0,01% bis 0,09% Be aufweist, wobei der Gesamtgehalt
an Fe und Ni nicht weniger als 20% beträgt und der Gehalt
an Fe vorzugsweise geringer als der Gehalt an Ni ist. Falls der
Gehalt an Cr zwischen 20% und 26% liegt, weist die Legierung zusätzlich
noch 3% bis 10% Mo auf. Jedoch erreichen die in der
GB 647 819 offenbarten Beispiellegierungen
ein Härteniveau von maximal 690 HV und damit nicht die
für höchstwertige Uhrenfedern erforderlichen Festigkeiten.
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Die
bekannten Be-haltigen CoNiCr-Legierungen sind bedingt durch ihre
Materialzusammensetzung anfällig für Sprödigkeit,
insbesondere im ausgehärteten Zustand. Dadurch ergibt sich
eine gewisse Unsicherheit bezüglich der Bruchsicherheit
der Federn, wenn die Federn bis an ihre Grenzen beansprucht werden.
So treten beim Einziehen des Federelements in das sogenannte Federhaus
Brüche auf oder die Feder fällt vorzeitig durch
Bruch aus. Untersuchungen der Bruchstellen dieser bekannten Be-haltigen
CoNiCr-Legierungen zeigen oft grobe nichtmetallische Ausscheidungen
von TiN, TiC, Mn und/oder Si, welche in vielen Fällen den wesentlichen
Auslöser des vorzeitigen Bruches darstellen.
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Die
verwendeten Werkstoffe für Federn erreichen typischerweise
durch eine Aushärtebehandlung ihre maximalen Festigkeitseigenschaften.
Dies geht in der Regel mit einer Verringerung der Duktilität
einher, was das Risiko bzw. die Neigung zum Federbruch ebenfalls
deutlich erhöht. Um das Risiko eines Federbruchs zu minimieren,
besteht somit der Bedarf nach Federwerkstoffen mit verbesserter
Restduktilität insbesondere für den ausgehärteten
Zustand.
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Aufgabe
der Erfindung ist es, Werkstoffe mit einer erhöhten Restduktilität
bei möglichst gleichbleibender Festigkeit an zugeben, die
insbesondere für Anwendungen in Federn geeignet sind, und
eine erhöhte Fertigungssicherheit bei der Herstellung der
Federn bzw. eine günstigere Toleranz gegenüber
Spannungsspitzen im Einsatz der Federn zu erreichen.
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Diese
Aufgabe wird mit dem Gegenstand der unabhängigen Ansprüche
erreicht. Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich
aus den abhängigen Ansprüchen.
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Erfindungsgemäß wird
eine ausscheidungsgehärtete CoNiCr-Legierung angegeben,
welche aus
30 Gew.-% ≤ Co ≤ 50 Gew.-%,
20
Gew.-% ≤ Ni ≤ 30 Gew.-%,
14 Gew.-% ≤ Cr ≤ 20
Gew.-%,
0 Gew.-% ≤ Fe ≤ 7 Gew.-%,
7
Gew.-% ≤ Mo + W ≤ 12 Gew.-%,
0,1 Gew.-% ≤ Be ≤ 0,3
Gew.-%,
0,3 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,9 Gew.-%,
0,3
Gew.-% ≤ Mn ≤ 0,9 Gew.-%,
0,05 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,4
Gew.-%,
Rest erschmelzungsbedingte und/oder zufällige
Verunreinigungen besteht. Zudem gilt für den Gehalt an
Mo die Beziehung 3,5 Gew.-% ≤ Mo ≤ 12 Gew.-% und
für den Gehalt an Ti + Mn + Si gilt die Beziehung Ti +
Mn + Si < 1,8 Gew.-%.
Darüber hinaus gilt für das Verhältnis
an Ti + Mn + Si zu Be die Beziehung 5 ≤ (Ti + Mn + Si)/Be ≤ 8.
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Im
Rahmen der Erfindung wurde erkannt, dass insbesondere der Gehalt
von Be in Relation zu den Zusätzen Ti, Mn und Si von entscheidender
Bedeutung für eine möglichst hohe Duktilität
der Legierung bei möglichst gleichbleibender, hoher Festigkeit
ist.
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Die
Elemente Ti, Mn und Si werden in CoNiCr-Legierungen während
des Schmelzprozesses zur Desoxidation und Entschwefelung sowie zum
Abbinden von Stickstoff zugesetzt. Die Zusätze an Ti, Mn
und Si reagieren mit Sauerstoff und Stickstoff zu Nitriden und Oxiden,
welche sich meistens in der Schlacke absetzen oder fein verteilt
im Gefüge, jedoch auch bevorzugt an den Korngrenzen niederschlagen.
Eine zuverlässige Desoxidation und Entfernung von Stickstoff
sind erforderlich, da der gelöste Sauerstoff und Stickstoff
eine unerwünschte bzw. kritische Sprödigkeit der
Legierung verursachen, die auch erhebliche Schwierigkeiten bei der Verarbeitung
der Legierung, insbesondere bei Warm- und Kaltumformschritten, mit
sich bringt. Eine optimal durchgeführte Desoxidation und
Entfernung von Stickstoff und Schwefel sind somit essentiell für
die Verarbeitung und optimalen Werkstoffeigenschaften.
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Werden
diese Desoxidationselemente allerdings im Überschuss zugesetzt,
ergeben sich ebenfalls außerordentlich spröde
Werkstoffe, so dass deren Einsatz in höchstbelasteten Bereichen,
wie sie bei Federn in mechanischen Uhrenwerken auftreten, ausgeschlossen
ist. Daher ist es für CoNiCr-Legierungen entscheidend wichtig,
die richtigen Desoxidationselemente sowie deren optimalen Gehalt
einzusetzen.
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Neben
der Entfernung bzw. Abbindung von Stickstoff, Sauerstoff und Schwefel
sind die Zusätzen Ti, Mn und Si jedoch auch für
das Erreichen von hohen Festigkeiten von Bedeutung. Diese Zusätze
tragen dabei sowohl durch eine Mischkristallhärtung der
Matrix als auch durch das Ausscheiden von feinen Partikeln während
der Ausscheidungshärtung in hohem Maße zum Erreichen
der Festigkeiten bei.
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Zudem
wurde im Rahmen der Erfindung erkannt, dass für die oben
genannten Gehaltsbereiche von Co, Ni und Cr sowie gegebenenfalls
Fe eine optimale Löslichkeit von 0,1 Gew.-% bis 0,3 Gew.-%
Be besteht. Ein optimaler Be-Gehalt ist insbesondere deswegen wichtig,
da Be eine entscheidende Aufgabe bei der Aushärtung und
damit bei der Erreichung der für Federanwendungen, insbesondere
bei Aufzugs- oder Triebfedern, erforderlichen hohen Festigkeit zufällt.
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In
Be-haltigen CoNiCr-Legierungen mit Zusätzen an Ti, Mn und
Si ergibt sich die Besonderheit, dass auch der Zusatz an Be, der
hauptsächlich wegen der herausragenden Möglichkeiten
einer Ausscheidungshärtung zugesetzt wird, eine außerordentlich
starke Affinität zu Sauerstoff aufweist. Reagiert das zugesetzte
Be vollständig oder zu großen Teilen mit Sauerstoff,
steht kein frei gelöstes Be für die spätere
Ausscheidungshärtung mehr zur Verfügung. Die gewünschten
maximalen Festigkeitswerte werden daher nicht erreicht. Das Zusetzen
von Be im Überschuss, typischerweise mehr als 0,35 Gew.-%,
wodurch eine ausreichende Menge an frei gelöstem Be sichergestellt
würde, ist jedoch ebenfalls kritisch, da dies die Duktilität
und damit Bruchsicherheit der Legierung herabsetzt.
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Im
Rahmen der Erfindung wurde erkannt, dass der Be-Gehalt auf der einen
Seite und der Gehalt an Ti, Mn und Si auf der anderen Seite so aufeinander
abgestimmt werden müssen, dass eine ausreichende Desoxidation
der Legierung während des Schmelzprozesses stattfindet
und dabei nur minimale Be-Anteile mit Sauerstoff reagieren. Dies
kann nur erreicht werden, wenn die beschriebenen Zusätze
in einer speziellen Mengenbeziehung zueinander zugesetzt werden.
Nur dann können optimale Werkstoffeigenschaften sichergestellt werden,
wie sie insbesondere für hochbeanspruchte Federanwendungen
erforderlich sind.
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Die
erfindungsgemäße Legierung weist also bei gleichbleibenden,
hohen Festigkeitswerten eine verbesserte Restduktilität
und Bruchsicherheit auf.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform weist die CoNiCr-Legierung
für den Gehalt an Si die Beziehung 0,1 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,4
Gew.-% auf.
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In
einer weiteren bevorzugten Ausführungsform weist die Co-NiCr-Legierung
für den Gehalt an Fe die Beziehung 1 Gew.-% ≤ Fe ≤ 7
Gew.-% auf.
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Die
CoNiCr-Legierung gemäß den erfindungsgemäßen
Elementzusammensetzungen eignet sich besonders für Federanwendungen,
in denen die Feder als Energiespeicher in Geräten und Instrumenten
aller Art eingesetzt wird.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform ist die Feder daher als
Aufzugsfeder oder Triebfeder ausgebildet. Dabei kann die Feder als
Feder für eine mechanische Uhr ausgebildet sein.
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Die
erfindungsgemäße Legierung eignet sich darüber
hinaus generell für Anwendungen, in denen eine möglichst
hohe Festigkeit des eingesetzten Werkstoffes bei gleichzeitig hoher
Restduktilität erforderlich ist.
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Die
Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung einer Feder
aus einer CoNiCr-Legierung, wobei das Verfahren folgende Verfahrensschritte
aufweist. Zunächst wird eine Legierung erschmolzen, wobei
die Legierung aus
30 Gew.-% ≤ Co ≤ 50 Gew.-%,
20
Gew.-% ≤ Ni ≤ 30 Gew.-%,
14 Gew.-% ≤ Cr ≤ 20
Gew.-%,
0 Gew.-% ≤ Fe ≤ 7 Gew.-%,
7
Gew.-% ≤ Mo + W ≤ 12 Gew.-%,
0,1 Gew.-% ≤ Be ≤ 0,3
Gew.-%,
0,3 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,9 Gew.-%,
0,3
Gew.-% ≤ Mn ≤ 0,9 Gew.-%,
0,05 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,4
Gew.-%,
Rest erschmelzungsbedingte und/oder zufällige
Verunreinigungen besteht. Für den Gehalt an Mo gilt dabei
die Beziehung 3,5 Gew.-% ≤ Mo ≤ 12 Gew.-% und
für den Gehalt an Ti + Mn + Si gilt die Beziehung Ti +
Mn + Si < 1,8 Gew.-%.
Zudem gilt für das Verhältnis an Ti + Mn + Si
zu Be die Beziehung 5 ≤ (Ti + Mn + Si)/Be ≤ 8. Nach
dem Erschmelzen der Legierung wird die erschmolzenen Legierung in
eine Bramme umgeformt. In einem weiteren Verfahrensschritt wird
die Bramme in einen Draht warmverformt. Danach erfolgt ein Kaltverformen
des Drahtes sowie ein Auswalzen des Drahtes in ein Band. Aus dem
Band wird in einem weiteren Schritt eine Feder geformt und die Feder
ausgehärtet.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens weist
die CoNiCr-Legierung für den Gehalt an Si die Beziehung
0,1 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,4 Gew.-% auf.
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In
einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens
weist die CoNiCr-Legierung für den Gehalt an Fe die Beziehung
1 Gew.-% ≤ Fe ≤ 7 Gew.-% auf.
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Das
Erschmelzen wird in einer vorteilhaften Ausgestaltung des Verfahrens
unter Vakuum durchgeführt. Dadurch können der
Gehalt an Sauerstoff und Stickstoff und damit die erforderliche
Menge der Zusätze zu deren Entfernung minimiert werden.
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Der
Draht kann nach dem Umformen geschliffen, gebeizt und/ oder gestrahlt
werden. Dadurch werden Oberflächenoxide sowie weitere Oberflächenverunreinigungen,
welche aus der Warmverarbeitung stammen, entfernt.
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In
einer weiteren Ausführungsform weist das Kaltverformen
des Drahtes mehrere Kaltziehschritte auf. Der Draht kann dabei zwischen
den einzelnen Kaltziehschritten zwischengeglüht werden.
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Nach
dem Kaltverformen kann der Draht geschliffen, gebeizt und/oder gestrahlt
werden. Dadurch weist der Draht in vorteilhafter Weise eine blanke,
defektfreie Oberfläche auf.
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In
einer bevorzugten Ausgestaltung der Verfahrens wird das Warmverformen
der Bramme bei einer Temperatur TW zwischen
1000°C ≤ TW ≤ 1250°C
durchgeführt.
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Das
Aushärten der Feder wird vorzugsweise bei einer Temperatur
TA zwischen 300°C ≤ TA ≤ 550°C durchgeführt.
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Die
Erfindung wird nun anhand der beigefügten Figur näher
erläutert.
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1 zeigt
ein Flussdiagramm mit Herstellungsschritten für eine Feder
mit erfindungsgemäßer Legierungszusammensetzung
gemäß einer Ausführungsform.
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Dazu
wird eine Legierung unter Vakuum erschmolzen, wobei die Legierung
aus
30 Gew.-% ≤ Co ≤ 50 Gew.-%,
20 Gew.-% ≤ Ni ≤ 30
Gew.-%,
14 Gew.-% ≤ Cr ≤ 20 Gew.-%
0
Gew.-% ≤ Fe ≤ 7 Gew.-%,
7 Gew.-% ≤ Mo
+ W ≤ 12 Gew.-%,
0,1 Gew.-% ≤ Be ≤ 0,3
Gew.-%,
0,3 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,9 Gew.-%,
0,3
Gew.-% ≤ Mn ≤ 0,9 Gew.-%,
0,05 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,4
Gew.-%,
Rest erschmelzungsbedingte und/oder zufällige
Verunreinigungen besteht. Für den Gehalt an Mo gilt dabei
die Beziehung 3,5 Gew.-% ≤ Mo ≤ 12 Gew.-% und
für den Gehalt an Ti + Mn + Si gilt die Beziehung Ti +
Mn + Si < 1,8 Gew.-%.
Zudem gilt für das Verhältnis an Ti + Mn + Si
zu Be die Beziehung 5 ≤ (Ti + Mn + Si)/Be ≤ 8. Dies
ist in Fertigungsblock 1 gezeigt.
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Nach
dem Erschmelzen der Legierung wird die erschmolzenen Legierung in
eine Bramme umgeformt, wie in Verfahrensblock 2 dargestellt.
Durch Warmumformprozesse im Temperaturbereich von 1000°C
bis 1250°C wird die Bramme wie in Fertigungsblock 3 gezeigt
zu Warmwalzdraht mit einem Durchmesser von 3 bis 10 mm umgeformt.
Danach schließen sich die Prozessschritte Strahlen, Schleifen
und/oder Beizen an, um Oberflächenoxide sowie weitere Oberflächenverunreinigungen,
welche aus der Warmverarbeitung stammen, zu entfernen. Dies ist
in Fertigungsblock 4 gezeigt. Anschließend wird
der Draht durch mehrere Kaltziehschritte auf Enddurchmesser gezogen.
Zwischen den einzelnen Ziehschritten wird der Draht typischerweise
zwischengeglüht. Dies ist in Herstellungsblock 5 gezeigt.
Als nächster Arbeitsschritt wird ein weiteres Beizen, Strahlen und/oder
Schleifen durchgeführt, damit der Draht eine blanke, defektfreie
Oberfläche aufweist, wie in Verfahrensblock 6 dargestellt.
Danach wird der Runddraht wie in Fertigungsblock 7 gezeigt
zu einem Federbändchen mit rechteckiger Querschnittsgeometrie
ausgewalzt und eine Feder, beispielsweise eine Aufzugs- oder Triebfeder,
geformt. Dies ist in Herstel lungsblock 8 dargestellt. Die
endgültige Festigkeit der Feder bzw. des Federwerkstoffes
wird durch eine Aushärtebehandlung, welche typischerweise
zwischen 300°C und 550°C durchgeführt
wird, eingestellt, wie in Fertigungsblock 9 gezeigt.
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In
folgenden werden Vergleichsversuche beschrieben, in denen Werkstoffeigenschaften
von Beispiellegierungen mit Zusammensetzungen gemäß der
vorliegenden Erfindung und mit Zusammensetzungen gemäß der
GB 647 819 ermittelt und
miteinander verglichen werden.
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Bei
der Messung von Werkstoffkennwerten bei hochfesten Materialien mit
dem Zugversuch stößt man jedoch oft auf schwerwiegende
Probleme. Viele Zugversuch-Messeinrichtungen können Festigkeiten
größer als 2500 MPa nicht oder nur mit einer sehr
großen Ungenauigkeit messen. Bei sehr hohen Festigkeiten
der zu prüfenden Werkstoffe versagen die Proben zudem oft
vorzeitig und damit deutlich unterhalb ihrer materialinhärenten
Festigkeit.
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Bei
sehr hohen Festigkeiten spielt der Oberflächenzustand der
Probe eine entscheidende Bedeutung. Sind Kratzer und Riefen oder
andere Oberflächenkerben vorhanden, wie sie bei standardmäßig
bearbeiteten Werkstoffen immer auftreten können, versagen
die Proben frühzeitig durch die Kerbwirkung dieser Oberflächendefekte.
Nur wenn diese Defekte auf der Probenoberfläche mit sehr
aufwendigen Schleif- oder Polierverfahren beseitigt wurden, können
die Maximalfestigkeiten zuverlässig gemessen werden.
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Um
dieses Problem zu eliminieren, wird für höchstfeste
Werkstoffe oft die Härtemessung zur Bestimmung der Festigkeit
verwendet, da diese reproduzierbar und mit begrenztem Aufwand möglich
ist. Die Härte ist dabei direkt proportional zur Elastizitätsgrenze.
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Eine
Bestimmung der Duktilität über den Zugversuch,
z. B. als Bruchdehnung A, ist bei hochfesten Werkstoffen mit eingeschränkter
Duktilität schwierig. In der Regel reißen die
Proben vorzeitig durch Oberflächeneffekte wie oben beschrieben
ab, ohne die materialinhärente Festigkeit und/oder Duktilität
bzw. Bruchdehnung zu erreichen.
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Um
die Belastung insbesondere bei Federanwendungen praxisnäher
zu simulieren, wurde die Duktilität der Legierungen mit
folgendem Test bestimmt. Ein ausgehärteter Draht der Legierung
wurde zwischen zwei Backen, welche als Probenaufnehmer dienen, eingespannt.
Diese Backen wurden kontinuierlich zusammengeführt, womit
sich der Draht zunehmend durchbiegt und bei einem bestimmten Backenabstand
bricht. Beim Bruch des Drahtes wurde der Backenabstand aufgenommen.
Je duktiler die Legierung dabei ist, desto enger können
die Backen zusammengeführt werden.
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Beispiel 1
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Beispiellegierungen
1 und 2 wurden wie oben beschrieben jeweils zu einem Draht mit einem
Durchmesser von 0,35 mm verarbeitet und ausgehärtet. Die
Festigkeit beträgt für beide Legierungen 800 HV,
was einer Zugfestigkeit von 2900 MPa entspricht. Beispiellegierung
2 folgt dabei der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung
insbesondere bezüglich der Gehalte an Ti, Mn und Si sowie
deren Verhältnis zu dem Be-Gehalt. Die Folge ist eine deutlich
erhöhte Duktilität gegenüber der Beispiellegierung
1, welche dem Stand der Technik entspricht.
| | Co | Ni | Cr | Fe | Mo | W | Ti | Mn | Si | Be |
| Beispiellegierung
1 | 45 | 21,5 | 18 | 5 | 4 | 4 | 1,0 | 0,9 | 0,5 | 0,2 |
| Beispiellegierung
2 | 45 | 21,5 | 18 | 5 | 4 | 4 | 0,75 | 0,5 | 0,1 | 0,2 |
Tabelle 1: Legierungszusammensetzung der
Beispiellegierungen 1 und 2, jeweils in Gew.-%
| | Summe
Ti + Mn + Si (Gew.-%) | Verhältnis
(Ti + Mn + Si)/Be | Backenabstand |
| Beispiellegierung
1 | 2,4 | 12,0 | 24,5 |
| Beispiellegierung
2 | 1,35 | 6,75 | 18,0 |
Tabelle
2: Vergleich der Beispiellegierungen 1 und 2 Beispiel 2
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Beispiellegierungen
3 und 4 wurden ebenfalls wie oben beschrieben jeweils zu einem Draht
mit einem Durchmesser von 0,35 mm verarbeitet und ausgehärtet.
Die Festigkeit beträgt für beide Legierungen wiederum
800 HV, was einer Zugfestigkeit von 2900 MPa entspricht. Beispiellegierung
4 folgt dabei der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung
insbesondere bezüglich der Gehalte an Ti, Mn und Si sowie
deren Verhältnis zu dem Be-Gehalt. Die Folge ist wiederum
eine deutlich erhöhte Duktilität gegenüber
der Beispiellegierung 3, welche dem Stand der Technik entspricht.
| | Co | Ni | Cr | Fe | Mo | W | Ti | Mn | Si | Be |
| Beispiellegierung
3 | 35 | 30 | 18 | 5 | 10 | 0 | 1,0 | 1,0 | 0,5 | 0,2 |
| Beispiellegierung
4 | 35 | 30 | 18 | 5 | 10 | 0 | 0,7 | 0,4 | 0,2 | 0,2 |
Tabelle 3: Legierungszusammensetzung der
Beispiellegierungen 3 und 4, jeweils in Gew.-%
| | Summe
Ti + Mn + Si (Gew.-%) | Verhältnis
(Ti + Mn + Si)/Be | Backenabstand |
| Beispiellegierung
3 | 2,5 | 12,5 | 21,5 |
| Beispiellegierung
4 | 1,3 | 6,5 | 16,0 |
Tabelle
4: Vergleich der Beispiellegierungen 3 und 4
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- 1
- Schmelzen
- 2
- Brammenbildung
- 3
- Warmwalzen
- 4
- Strahlen,
Schleifen und/oder Beizen
- 5
- Kaltziehen
- 6
- Strahlen,
Schleifen und/oder Beizen
- 7
- Walzen
- 8
- Werkstückfertigung
- 9
- Aushärten
-
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- - GB 647819 [0009, 0009, 0041]