DE19947393A1

DE19947393A1 - Stahldraht für hochfeste Federn und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE19947393A1
Application number: DE19947393A
Authority: DE
Inventors: Masayuki Hashimura; Hiroshi Hagiwara; Takanari Miyaki; Hiroaki Hayashi; Shoichi Suzuki; Ikuo Ochiai
Original assignee: Nippon Steel Corp; Suzuki Metal Industry Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp; Suzuki Metal Industry Co Ltd
Priority date: 1998-10-01
Filing date: 1999-10-01
Publication date: 2000-04-27
Anticipated expiration: 2019-10-02
Also published as: FR2784119A1; JP2000169937A; KR100336339B1; DE19947393B4; FR2784119B1; KR20000028786A; US6338763B1; JP3595901B2

Abstract

Die Erfindung stellt einen ölgehärteten Draht von hoher Festigkeit (Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa) und hervorragender Umformbarkeit bereit, der die folgenden Stahlbestandteile in Gew.-% aufweist: DOLLAR A C: 0,4-0,7% DOLLAR A Si: 1,2-2,5% DOLLAR A Mn: 0,1-0,5% DOLLAR A Cr: 0,4-2,0% und DOLLAR A Al: 0,0001-0,005%, und DOLLAR A mit den folgenden Begrenzungen: DOLLAR A P: höchstens 0,015% und DOLLAR A S: höchstens 0,015%, DOLLAR A wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 mum, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (sigma¶0,2¶/sigma¶B¶) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (sigma¶0,2¶/sigma¶B¶) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist. Außerdem stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung des Stahldrahts bereit.

Description

Die Erfindung betrifft einen Federstahl und ein Verfah ren zu seiner Herstellung, insbesondere einen Federstahl, der sich zur Herstellung hochfester Schraubenfedern zur Verwendung in Fahrzeugen und Maschinen im allgemeinen eignet.

Die heutigen, zunehmend kompakten Hochleistungsfahrzeu ge und Maschinen müssen mit stärkeren Federn ausgestattet wer den. Besonders wichtig für die Federleistung sind die Ermü dungsbeständigkeit und die Dauerermüdungsbeständigkeit. Spi ralfedern werden durch Warm- oder Kaltwickeln hergestellt. Das Kaltwickeln wird jedoch allgemein bei Federn angewandt, bei denen nicht nur hohe Festigkeit, sondern auch ein kleiner Drahtdurchmesser erforderlich ist, wie z. B. bei den Federn, die in Ventilen von Fahrzeugmotoren eingesetzt werden. In letzter Zeit ist das Kaltwickeln in zunehmendem Maße auch bei Federn mit großem Drahtdurchmesser angewandt worden, wie z. B. Tragfedern. Die herkömmliche Praxis bei kaltgewickelten Federn war die Verwendung eines ölgehärteten Drahtes, der aus einem Federstahl des Si-Mn-Systems oder des Si-Cr-Systems bestand, wie im JIS G 4801 dargelegt. Außerdem war es üblich, wie z. B. die (ungeprüfte japanische Patentanmeldung) JP-A-1-83 644 oder JP-A-2-57 637 lehren, zum Erzielen einer noch höheren Festig keit ölgehärteten Stahldraht zu verwenden, der durch Zusatz von Mo, V und dergleichen zu dem obenerwähnten Basis- bzw. Ausgangsfederstahl gewonnen wurde.

Bekannt ist, daß die Ermüdungsbeständigkeit und die Dauerermüdungsbeständigkeit im allgemeinen durch Erhöhen der Zugfestigkeit und der Härte des Federstahls verbessert werden können. Im Falle einer hochfesten Feder mit einer Zugfestig keit von mehr als 1960 MPa treten jedoch sehr häufig Bruchty pen auf, die bei herkömmlicherweise verwendeten Stählen nied riger Festigkeit nicht zu beobachten sind, wie z. B. ein Ermü dungsbruch, der von nichtmetallischen Einschlüssen ausgeht, und ein interkristalliner bzw. Korngrenzenbruch. Im Falle ei ner kaltumgeformten Feder wird außerdem die Umformbarkeit (Verarbeitungsfähigkeit zu Federn) des als Material verwende ten ölgehärteten Drahtes zu einem wichtigen Faktor. Präzise gesagt, wenn ein ölgehärteter Draht zur Fertigung einer Spi ralfeder durch Kaltumformen verwendet wird, tritt beim Wickeln wegen der niedrigen Bruchdehnung ein Bruch auf (im Zusammen hang mit der vorliegenden Erfindung bedeutet Bruchdehnung die "Sprödigkeit" des Stahls), wenn die Zugfestigkeit des ölgehär teten Drahtes hoch ist.

Die JP-A-4-247 824 lehrt, daß durch Warmwickeln erfolg reich eine hohe Festigkeit und eine gute Wickelfähigkeit er zielt werden können. Es hat sich jedoch gezeigt, daß dieses Verfahren im Vergleich zu dem gewöhnlich angewandten Kaltwic kelverfahren bezüglich der Produktivität und der Durchführbar keit ungünstig ist. In der JP-A-3-162 550 wird behauptet, daß ein Bruch verhindert werden kann, indem man Restaustenit zum Spannungsfreimachen durch die während des Wickelns auftreten de, bearbeitungsinduzierte Umwandlung ausnutzt. Die Wirkung des Restaustenitanteils ist jedoch nicht gesichert. Man hat zwar festgestellt, daß der Dehnungswert in einem Zugversuch mit steigendem Restaustenitanteil zunimmt, aber es zeigt sich, daß der Biegewinkel eines gekerbten Probekörpers in einem Bie geversuch durch einen steigenden Restaustenitanteil unbeein flußt bleibt oder sogar zunimmt.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Stahldraht für hochfeste Federn bereitzustellen, der so wohl eine hohe Festigkeit als auch eine gute Verarbeitungsfä higkeit zu Federn aufweist. Eine weitere Aufgabe der vorlie genden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung des Stahldrahts.

Eine hohe Festigkeit von 1960 MPa oder mehr ist zur Verbesserung der Ermüdungsbeständigkeit und der Dauerermü dungsbeständigkeit von Federn unentbehrlich. Ein besonderes Verfahren, das in letzter Zeit häufig angewandt wird, um eine hohe Festigkeit zu erzielen, ist eine Nitrierbehandlung. Es wird eine hohe Nitriertemperatur von 380°-580°C benutzt. In solchen Fällen wird die Anlaßerweichungs- bzw. Anlaßentfesti gungsbeständigkeit gewöhnlich erhöht, indem außer der herkömm lichen C- und Si-Zugabe V, Mo, Ti, Nb oder dergleichen zuge setzt werden. Diese Elemente werden auch erfindungsgemäß zugesetzt.

Sogar beim einfachen Ermüdungsversuch bricht eine Fe der, die aus einem Stahl mit erhöhter Festigkeit hergestellt wird und deren Zugfestigkeit höher als 1960 MPa ist, nach ei nem anderen Bruchmechanismus als herkömmliche Stähle. Im Ver gleich zu herkömmlichen Stählen entstehen Brüche charakteri stischerweise öfter an kleineren nichtmetallischen Einschlüs sen oder treten als interkristalline bzw. Korngrenzenbrüche auf. Es ist daher wichtig, die Größe nichtmetallischer Ein schlüsse zu verringern, die zu Ausgangspunkten für Brüche wer den können, die Korngrenzen zu säubern, um die Korngrenzenfe stigkeit zu erhöhen, und insbesondere den Gehalt an P und S zu verringern, d. h. derjenigen Elemente, welche die Korngrenzen festigkeit durch Abscheidung an den Korngrenzen verringern.

Durch Zugabe der obenerwähnten Legierungselemente zum Erzielen einer hohen Festigkeit verschlechtert sich gewöhnlich die Verarbeitungsfähigkeit zu Federn in nicht akzeptierbarem Maße. Der ölgehärtete Draht, der allgemein als Material für hochfeste kaltumgeformte Federn eingesetzt wird, wird durch Strangverarbeitung hergestellt, wobei zu Draht gezogener Stahl kontinuierlich abgeschreckt und angelassen wird. Diese Strang verarbeitung ist dadurch gekennzeichnet, daß sie eine effizi ente Ausführung des Abschreckens/Anlassens in einer sehr kur zen Wärmebehandlungszeit ermöglicht, aber zur Entstehung von ungelösten, in der Matrix zurückbleibenden Carbonitriden führt, da die Erwärmungsdauer für die Überführung der Legie rungselemente in feste Lösung bzw. Mischkristallform kürzer ist als die Wärmebehandlungsdauer einer warmumgeformten Feder. Da diese Carbonitride zu Keimen für die Kristallkornbildung während der Rekristallisation werden, verfeinern sie die Kri stallkorngrenzen und erhöhen die Streckgrenzenfestigkeit. Mit steigender Streckgrenze nimmt die Bruchdehnung ab, und die Kerbempfindlichkeit nimmt zu. Dies führte zu der Entdeckung, daß demgemäß die Kaltverarbeitungsfähigkeit zu Federn verbes sert werden kann, indem man den Anteil an Carbonitriden ver ringert, der nicht in Mischkristallform übergeht. Zu diesem Zweck ist es wirkungsvoll, die Streckgrenze zu erniedrigen und dabei die Carbonitride während der tatsächlichen Wärmebehand lungsdauer zu kontrollieren.

Die Zugabe der obenerwähnten Legierungselemente führt gewöhnlich auch dazu, daß Restaustenit an den Abscheidungs- bzw. Seigerungsstellen und in der Nähe der alten Austenitkorn grenzen zurückbleibt. In bestimmten Fällen erhöht Restaustenit die Verformbarkeit durch Freisetzen von Spannungsenergie mit tels bearbeitungsinduzierter Umwandlung, aber im allgemeinen verschlechtert es die Umformbarkeit beim eigentlichen Kaltwic keln. Obwohl Restaustenit durch bearbeitungsinduzierte Umwand lung in Martensit übergeht, erzeugt eine während der Federher stellung auftretende induzierte Umwandlung in dem Stahl lokale Stellen von hoher Härte. Wenn bei der Handhabung entstehende Stoßstellen und Kratzer oder andere unvermeidbare kleine Ober flächenfehler dieser Art auftreten, wandeln sich die Umgebun gen der Fehler in sehr harte Martensitabschnitte um und führen zu einer außergewöhnlichen lokalen Sprödigkeit. Es wurde fest gestellt, daß diese sehr harten lokalen Stellen die Wickelfä higkeit verschlechtern, indem sie zu Fehlern werden, die wäh rend des Wickelns der Federn zum Bruch führen können. Beim Kaltwickeln von hochfestem Stahl ist es daher wirksam, die Um formbarkeit durch Minimieren des Restaustenits und Unterdrüc ken der Entstehung von bearbeitungsinduziertem Martensit zu verbessern.

Daher stellt die vorliegende Erfindung nach einem ihrer Aspekte bereit:
(1) Einen Stahldraht für hochfeste Federn, der die fol genden Stahlbestandteile in Gew.-% aufweist:

C: 0,4-0,7%
Si: 1,2-2,5%
Mn: 0,1-0,5%
Cr: 0,4-2,0% und
Al: 0,0001-0,005%, und

mit den folgenden Begrenzungen:

P: höchstens 0,015% und
S: höchstens 0,015%,

wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen be steht, wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von minde stens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenver hältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitan teil von höchstens 6% aufweist.

Nach einem anderen Aspekt stellt die vorliegende Erfin dung bereit:
(2) Einen Stahldraht für hochfeste Federn, der die fol genden Stahlbestandteile in Gew.-% aufweist:

C: 0,4-0,7%
Si: 1,2-2,5%
Mn: 0,1-0,5%
Cr: 0,4-2,0%
Al: 0,0001-0,005%, und
V: 0,050-0,4%,

wobei der Anteil von Mn + V höchstens 6% beträgt,
mit den folgenden Begrenzungen:

P: höchstens 0,015% und
S: höchstens 0,015%,

Nach einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Er findung bereit:
(3) Einen Stahldraht für hochfeste Federn gemäß den obigen Aspekten (1) oder (2), der zusätzlich zu den festge setzten chemischen Bestandteilen den folgenden Bestandteil in Gew.-% aufweist:

Ni: 0,1-2,0%,

wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von minde stens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.

Nach einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Er findung bereit:
(4) Einen Stahldraht für hochfeste Federn gemäß den obigen Aspekten (1) bis (3), der zusätzlich zu den festgesetz ten chemischen Bestandteilen den folgenden Bestandteil in Gew.-% aufweist:

Mo: 0,1-2,0%,

Nach einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Er findung bereit:
(5) Einen Stahldraht für hochfeste Federn gemäß den obigen Aspekten (1) bis (4), der zusätzlich zu den festgesetz ten chemischen Bestandteilen einen oder beide der folgenden Bestandteile in Gew.-% aufweist:

Nb: 0,005-0,05% und
Ti: 0,005-0,05%,

Nach einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Er findung bereit:
(6) Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahldrahts für hochfeste Federn mit einem Schritt zur Wärmebehandlung eines Stahls mit der in einem der obigen Aspekte (1) bis (5) festge setzten chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur von mindestens 920°C und einer Temperatur des Drahtes beim Ab schrecken von höchstens 45°C, um einen Stahldraht zu erhalten, der keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.

Nachstehend werden bevorzugte Ausführungsformen der Er findung in Verbindung mit den Zeichnungen beschrieben. Dabei zeigen:

Fig. 1 ein Diagramm, das die Änderung der Umformbarkeit durch Biegen bzw. der Biegefähigkeit als Funktion der Erwär mungstemperatur darstellt;

Fig. 2 ein Diagramm, das die Änderung der Biegefähig keit als Funktion des Restaustenitanteils darstellt;

Fig. 3 ein Diagramm, das durch die vorliegende Erfin dung festgesetzte Restaustenit- und Streckgrenzenverhältnisbe reiche darstellt;

Fig. 4 ein Diagramm, das durch die vorliegende Erfin dung festgesetzte Restaustenit- und Streckgrenzenverhältnisbe reiche darstellt.

Die Erfinder haben einen Stahldraht erfunden, der so wohl die Forderung nach hoher Festigkeit als auch die Forde rung nach Umformbarkeit nach dem Abschrecken/Anlassen erfüllt, und erfanden außerdem ein Verfahren zur Herstellung des Stahl drahts. Diese Erfindungen werden nachstehend näher erläutert. Alle Prozentangaben sind Gewichtsprozent, falls nicht aus drücklich anders angegeben.

Kohlenstoff (C) ist ein Element, das die Grundfestig keit stark beeinflußt. Sein Gehalt ist auf 0,4-0,7% festge setzt, um eine ausreichende Festigkeit sicherzustellen. Bei einem Gehalt von weniger als 0,4% kann eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa nicht erreicht werden. Der obere Grenzwert ist auf 0,7% festgesetzt, da ein Gehalt von mehr als 0,7% zu einem annähernd hypereutektischen Zustand führt, in dem C leicht durch Verbindung mit V, Nb, Mo, Ti usw. Carbide bildet.

Silizium (Si) ist ein Element, das notwendig ist, um Festigkeit, Härte und Dauerermüdungsbeständigkeit sicherzu stellen. Der untere Grenzwert ist auf 1,2% festgesetzt, da Fe stigkeit und Dauerermüdungsbeständigkeit bei einem niedrigeren Gehalt unzureichend sind. Die Zugabe eines hohen Si-Anteils macht den Stahl hart und außerdem spröde, in welchem Falle beim Wickeln nach dem Ölhärten das Auftreten eines Bruches wahrscheinlich ist. Der obere Grenzwert ist daher auf 2,5% festgesetzt, um ein Verspröden nach dem Abschrecken/Anlassen zu verhindern.

Mangan (Mn) beschränkt die Festigkeitsminderung, indem es den im Stahl vorhandenen Schwefel (S) als MnS bindet. Der untere Grenzwert des Mn-Gehalts ist auf 0,1% festgesetzt, um eine angemessene Festigkeit sicherzustellen. Der obere Grenz wert ist auf 0,5% festgesetzt. Der Grund dafür wird nachste hend erläutert. Bei hohem Mn-Gehalt besteht sogar beim Walzen vor dem Ziehen die Neigung zum Auftreten von lokalen Unterküh lungsgefügen. Obwohl das Walzen normalerweise sorgfältig aus geführt wird, um keine derartigen Unterkühlungsgefüge zu er zeugen, besteht bei hohem Mn-Gehalt wegen des Mikroseigerungs effekts eine hohe Wahrscheinlichkeit für ihr plötzliches Auf treten. Derartige Unterkühlungsgefüge werden zu einer Ursache des Drahtbruchs beim nachfolgenden Drahtziehschritt. In dem vor dem Ziehen ausgeführten Profilier- oder Schälschritt er schwert Mn außerdem die Bildung von Martensit in der Oberflä chenschicht durch die Behandlungswärme. Mn ist außerdem ein Element, das den Restaustenitanteil deutlich beeinflußt. Daher ist die Zugabe eines großen Mn-Anteils nicht zulässig, da das weiter unten in der vorliegenden Beschreibung erläuterte Her stellungsverfahren erfordert, daß der Restaustenitanteil nach dem Ölhärten auf höchstens 6% gehalten wird. Bei der vorlie genden Erfindung wird der zur Begrenzung des S-Gehalts zuge setzte Mn-Anteil auf den minimalen Anteil festgesetzt, der zum Erzielen der erforderlichen mechanischen Eigenschaften benö tigt wird.

Chrom (Cr) verbessert das Abschreckverhalten und ver leiht Anlaßerweichungs- bzw. Anlaßentfestigungsbeständigkeit. Im Falle eines Stahls, der einem Nitrieren ausgesetzt wird, verbindet sich Cr außerdem mit N zu Nitriden und härtet den Stahl. Dieser Effekt ist geringfügig bei einem Gehalt von we niger als 0,4%. Andererseits führt ein Gehalt von mehr als 2,0% zur Bildung von Carbiden des Cr-Systems, die das Bruch verhalten beeinträchtigen. Der Cr-Gehalt wird daher auf 0,4- 2,0% festgesetzt.

Phosphor (P) weist eine stahlhärtende Wirkung auf, scheidet sich aber auch ab und führt zum Verspröden des Stahls. Insbesondere beeinträchtigt er die Korngrenzenfestig keit, erniedrigt den Schlagfestigkeitswert und wird zu einer Ursache der verzögerten Rißbildung und dergleichen, indem er das Eindringen von Wasserstoff zuläßt. Ein niedrigerer P- Gehalt ist daher besser. Der obere Grenzwert von P wird daher auf höchstens 0,015% festgesetzt, d. h. auf den Wert, oberhalb dessen die Versprödung ausgeprägt wird.

Schwefel (S) führt ebenso wie P zur Stahlversprödung. Diese Wirkung von S kann zwar durch Mn vermindert werden, aber das entstehende MnS nimmt die Form von Einschlüssen an, die das Bruchverhalten verschlechtern. Der S-Gehalt muß gleich falls so begrenzt werden, daß der zugesetzte Mn-Anteil einge schränkt werden kann, um die schädlichen Auswirkungen der Mn- Zugabe zu minimieren. Der S-Gehalt sollte daher so niedrig wie möglich gehalten werden, und sein oberer Grenzwert wird auf 0,015% festgesetzt, d. h. auf den Wert, oberhalb dessen seine schädlichen Auswirkungen ausgeprägt werden.

Vanadium (V) kann zugesetzt werden, um die Erweichungs beständigkeit zu erhöhen. Ein besonderes, in letzter Zeit häu fig angewandtes Verfahren, um hochfeste Federn zu erhalten, ist die Nitrierbehandlung. Die bei dieser Behandlung verwende te hohe Temperatur von 380-580°C führt zur Abnahme der Stahl härte. V ist ein wirksames Element, um diese Abnahme zu ver hindern. Diese Wirkung von V ist im wesentlichen gleich null bei einem Gehalt von weniger als 0,05%. Wenn andererseits der V-Anteil größer als 0,4% ist, dann geht nicht die gesamte V- Menge in Mischkristallform über, und es bilden sich grobe Ein schlüsse, welche die Zähigkeit des Stahls verringern. Ebenso wie Mn ist auch V ein Element, das die Bildung von Restau stenit beeinflußt. Der Restaustenitanteil kann daher nicht auf höchstens 6% gehalten werden, wenn die Anteile von Mn und V zusammengenommen mehr als 0,6% betragen. Mn + V wird daher auf höchstens 0,6% begrenzt.

Nickel (Ni) verbessert das Abschreckverhalten und er möglicht eine stabile Festigkeitserhöhung durch Wärmebehand lung. Da Ni auch die Verformbarkeit verbessert, verhindert es einen Bruch beim Kaltwickeln und verbessert das Bruchverhalten der Federn. Die Wirkungen von Ni werden bei einem Gehalt von weniger als 0,1% nicht beobachtet und erreichen bei einem Ge halt von mehr als 2,0% eine Sättigung.

Titan (Ti) und Niob (Nb) bilden Nitride und Carbide, die zur Austenitkornverfeinerung und Ausscheidungshärtung bei tragen. Diese Elemente rufen bei einem Gehalt unter 0,005% keine beobachtbare Wirkung hervor und neigen bei einem Gehalt von mehr als 0,05% dazu, während einer Wärmebehandlung als un gelöste Ausscheidungen zurückzubleiben. Die ungelösten Aus scheidungen; die grobkörnig sind, wirken gewöhnlich als Aus gangspunkte für Brüche und tragen nicht zur Austenitkornver feinerung und Ausscheidungshärtung bei.

Aluminium (Al) ist ein oxidbildendes Element, das bei der Stahlherstellung gewöhnlich zur Desoxidation eingesetzt wird. Wenn jedoch ein großer Al-Anteil einem hochfesten Stahl zugesetzt wird, der mit einem kleinen Durchmesser gefertigt werden soll, wie z. B. bei einer Ventilfeder, dann wirkt das dadurch gebildete Al₂O₃ gewöhnlich als Bruchausgangspunkt. Das während der Stahlherstellung gebildete Al₂O₃ ist sogar nach dem Durchlauf durch das Walzen/Ziehen wegen seiner Weichheit nicht zerkleinert und bildet gewöhnlich einen Ausgangspunkt für Spannungskonzentration. Da seine Verformbarkeit sich von derjenigen der Matrix unterscheidet, tritt außerdem wegen der Konzentration der Spannung um das Al₂O₃ herum unter Belastung wahrscheinlich eine Rißbildung auf. Da das Al₂O₃ daher gewöhn lich als Bruchausgangspunkt wirkt, verschlechtert es die Bruchfestigkeit der Feder. Der Al-Gehalt sollte daher einge schränkt werden.

Bei der Stahlherstellung nach gegenwärtig verfügbaren Technologien ist jedoch die Desoxidation unbedingt erforder lich. Da die Zugabe von desoxidierenden Elementen daher unver meidbar ist, wird ein Verfahren zur Verminderung der Oxidgröße benötigt. Dies kann durch Ausbildung eines Mischoxids erreicht werden, das Al einschließt (z. B. ein Oxid des Mn-Si-Al- Systems), und das relativ weich ist. Da ein derartiges Mischoxid in den Walz- und Ziehphasen zerkleinert und verfei nert wird, bildet es keine Bruchausgangspunkte. Die Zugabe ei nes geringen Anteils Al zum Erweichen der Oxide des Mn-Systems und des Si-Systems ist daher vorzuziehen. Der obere Grenzwert des Al-Gehalts wird auf 0,005% festgesetzt, da sich bei höhe ren Gehalten grobkörniges Al₂O₃ bildet. Der untere Grenzwert des Al-Gehalts wird auf 0,0001% festgesetzt, so daß Al für die positive Oxiderweichung verwendet werden kann. Bei einem Ge halt von weniger als 0,0001% werden keine weichen Oxide gebil det, die Al enthalten, und statt dessen bilden sich Oxide des Si-Systems und verschlechtern die Ermüdungsbeständigkeit.

Molybdän (Mo) ist ein Element, das Erweichungsbestän digkeit nach dem Abschrecken und Anlassen verleiht. Es unter drückt die Stahlerweichung und verleiht die erforderliche Fe stigkeit, selbst wenn eine Hochtemperaturbehandlung ausgeführt wird, wie z. B. das Nitrieren. Bei einem Gehalt von weniger als 0,1% hat Mo eine geringe Wirkung. Bei einem Gehalt von mehr als 2,0% bildet Mo ein Carbid in dem Stahl, das eine schädliche Wirkung hat, indem es das Bruchverhalten ver schlechtert. Der untere Grenzwert des Mo-Gehalts wird daher auf 0,1%, sein oberer Grenzwert auf 2,0% festgesetzt.

Nichtmetallische Einschlüsse bestehen aus harten Oxi den, Nitriden und Sulfiden. Große Einschlüsse haben einen un günstigen Einfluß auf die Ermüdungsfestigkeit. Bei dem erfin dungsgemäßen hochfesten Stahldraht, dessen Zugfestigkeit min destens 1960 MPa beträgt, werden sogar kleine Einschlüsse zu Bruchausgangspunkten. Bei dem Härtegrad des erfindungsgemäßen Stahldrahts beträgt die maximale Größe, bei der Einschlüsse keine ungünstige Wirkung haben, 15 µm. Dieser Wert wird daher als oberer Grenzwert der Einschlußgröße festgesetzt. Die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen, wie sie für den Zweck der vorliegenden Erfindung definiert ist, wird mit Hilfe einer Bildverarbeitungseinheit bestimmt, die mit einem Lichtmikro skop verbunden ist, um Einschlüsse innerhalb einer Fläche von 2000 mm² eines Längsschnitts in einem zufällig ausgewählten Abschnitt des Stahldrahts zu beobachten und den äquivalenten Kreisdurchmesser des größten beobachteten nichtmetallischen Einschlusses zu messen.

Ein Stahldraht von ausreichender Festigkeit, um die Herstellung einer hochfesten Feder zu ermöglichen, muß eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 1960 MPa aufweisen. Bei einem niedrigeren Wert unterscheidet sich die Leistung einer Spiralfeder nicht von derjenigen einer Feder, die unter Ver wendung eines herkömmlichen Stahldrahts hergestellt wird. Wie weiter oben dargelegt, muß jedoch unter dem Gesichtspunkt der Verabeitungsfähigkeit zu Federn beim Wickeln die Streckgrenze des Stahldrahts berücksichtigt werden. Der Grund dafür ist, daß die Kaltumformung der Feder durch plastische Verformung in der Nähe der Raumtemperatur erfolgt, so daß im Falle eines Stahls, dessen Ausgangsspannung der plastischen Verformung und Bruchspannung sich nicht stark unterscheiden, die Formgebung unter einer Spannungsbelastung unmittelbar vor dem Bruch aus geführt werden muß. Unter solchen Bedingungen ist die Wickel fähigkeit schlecht, da die Wahrscheinlichkeit eines Bruchs we gen einer leichten Schwankung, Stoßstellenbildung und derglei chen während der Fertigung äußerst hoch wird.

Es läßt sich daher denken, daß sich die Wickelfähigkeit eines Stahls mit zunehmender Differenz zwischen der Ausgangs spannung seiner plastischen Deformation und der Bruchspannung verbessert. Durch eine in dieser Absicht durchgeführte Unter suchung wurde festgestellt, daß es bei Verwendung des Streck grenzenverhältnisses als Kennziffer für die Differenz zwischen der Ausgangsspannung der plastischen Deformation und der Bruchspannung genügt, im Falle einer Zugspannung von 1960 MPa das Streckgrenzenverhältnis auf einen Wert von höchstens 0,9 festzusetzen. Wenn andererseits das Streckgrenzenverhältnis niedriger ist als 0,8, dann zeigt sich keine ausreichende Dau erermüdungsbeständigkeit. Das Streckgrenzenverhältnis darf da her nicht kleiner als 0,8 sein. Zu beachten ist jedoch, daß diese Grenzwerte nicht absolut sind, sondern in Abhängigkeit von Restaustenitanteil variieren. Wenn der Restaustenitanteil niedriger als 6% ist, dann ist das Kaltwickeln sogar bei einem höheren Streckgrenzenverhältnis als 0,9 möglich.

Das bei der vorliegenden Erfindung definierte Streck grenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) wird nachstehend erläutert. σ_0,2 ist der Wert, den man mit Hilfe des Verfahrens der bleibenden Dehnung zur Berechnung der Last bei einer bleibenden Dehnung von 0,2% unter der nach JIS Z 2241 (1993 festgesetzter Stan dard) vorgeschriebenen Streckspannung und Dividieren des Er gebnisses durch die ursprüngliche Querschnittsfläche des Pro bekörpers erhält. σ_B ist der Wert, den man durch Dividieren der maximalen Zugspannung bei der nach JIS Z 2241 vorgeschrie benen Zugfestigkeit durch die ursprüngliche Querschnittsfläche des Probekörpers erhält. Das Verhältnis von σ_0,2 zu σ_B (σ_0,2/σ_B) wird als Streckgrenzenverhältnis bezeichnet.

Nachstehend wird erläutert, weshalb der Restaustenitan teil auf einen Wert von höchstens 6% festgesetzt ist. Rest austenit bleibt gewöhnlich an Ausscheidungsstellen und in der Nähe von alten Austenitkorngrenzen zurück. Restaustenit geht zwar durch bearbeitungsinduzierte Umwandlung in Martensit über, aber es wurde festgestellt, daß eine induzierte Umwand lung, die während der Federherstellung auftritt, statt dessen eine Verschlechterung der Federwickelfähigkeit bewirkt, indem sie in dem Stahl lokale Stellen von hoher Härte erzeugt. Au ßerdem ist es in letzter Zeit üblich geworden, Federn einer Oberflächenhärtung durch plastische Verformungsbehandlung zu unterwerfen, wie z. B. durch Strahlentzundern oder Vorspannen. Wenn der Fertigungsprozeß mehrere plastische Verformungs schritte dieser Art enthält, dann verringert das in Frühstadi en ausgebildete, bearbeitungsinduzierte Martensit die Bruch dehnung und verschlechtert dadurch die Umformbarkeit und/oder das Bruchverhalten der Feder beim Gebrauch. Wenn außerdem Stoßstellen oder andere großtechnisch unvermeidbare Deforma tionen entstehen, dann tritt beim Wickeln leicht ein Bruch auf. Die Umformbarkeit wird daher verbessert, indem das Re staustenit auf ein Mindestmaß reduziert wird, um die Bildung von bearbeitungsinduziertem Martensit einzuschränken.

Nachstehend wird das Verfahren zur Herstellung von Stahldraht erläutert. Die Erwärmungstemperatur ist auf minde stens 920°C festgesetzt, da der Federstahl auf eine Temperatur erwärmt werden muß, die hoch genug ist, um nicht nur die Austenitbildung zu ermöglichen, sondern auch Ausscheidungen vollkommen aufzulösen. Dies ist notwendig, weil die durch Mo, V, Ti, Nb usw. gebildeten Ausscheidungen als ungelöste Aus scheidungen zurückbleiben, wenn die Lösungsglühbehandlung vor dem Abschrecken unzureichend ist. Ungelöste Ausscheidungen werden beim Wickeln zu Bruchausgangspunkten und tragen nicht zur Ausscheidungshärtung bei, da sie sich vergrößern und die Anzahl der Ausscheidungen vermindern. Die ungelösten Ausschei dungen wirken folglich dem Zweck entgegen, zu dem die Elemente ursprünglich zugesetzt wurden. Auf sie ist daher während der Wärmebehandlung sorgfältig achtzugeben. Als Faustregel wurde festgestellt, daß die Ausscheidungshärtung und die Verhinde rung eines Bruchs während des Wickelns wirksam verbessert wer den können, indem man den Anteil der Ausscheidungen des Mo-, V-, Ti- und Nb-Systems, der in feste Lösung bzw. Mischkri stallform übergeht, nicht kleiner als 0,1% macht.

Der Anteil der Ausscheidungen des Mo-, V-, Ti- und Nb- Systems in Mischkristallform wird nachstehend ausführlicher diskutiert. V weist eine gute Affinität zu Kohlenstoff und Stickstoff auf und bildet Verbindungen mit einer Grundzusam mensetzung, die als MC-Typ dargestellt wird. Im Austenitbe reich ändern sich deren Formen mit dem Erwärmen. Wenn man das Verhalten ungelöster Carbide untersucht und V als Beispiel nimmt, wird V₄C₃ ausgeschieden und führt im Verlauf des Ab schreckens/Anlassens zur Ausscheidungshärtung.

V₄C₃ = 4V_γ + 3C_γ (C = 0,5%) (1)

log[%V]_γ[%C]_γ = -(30400/T) + 20,88 (2)

Zwar existieren auch andere Carbid- und Nitridformen, wie z. B. VC und VN, aber sie werden hier nicht im Detail dis kutiert, und es wird nur eine allgemeine Analyse vorgenommen. Aus diesen Gleichungen läßt sich der Anteil an Kohlenstoff in Mischkristallform bei jeder vorgegebenen Erwärmungstemperatur berechnen. Man wird feststellen, daß die Temperatur ein äu ßerst wichtiger Faktor ist. Bei den Gleichungen wird ein Gleichgewichtszustand angenommen. Es besteht die Ansicht, daß der Kohlenstoffanteil in Mischkristallform beim tatsächlichen kurzzeitigen Erwärmen noch niedriger ist. Es ist bekannt, daß ähnliche Beziehungen auch für Nb und Ti gelten.

NbC = Nb_γ + C_γ (3)

log[%Nb]_γ[%C]_γ = -(7970/T) + 3,31 (4)

TiC = Ti_γ + C_γ (C = 0,5%) (5)

log[%Ti]_γ[%C]_γ = -(10475/T) + 4,68 (6)

Diese Gleichungen zeigen auch, daß der Anteil jedes der zugesetzten Elemente, der in feste Lösung bzw. Mischkristall form übergeht, mit steigender Erwärmungstemperatur zunimmt. Für Mo ist zwar wegen der Komplexität seiner Oxidformen keine entsprechende Formel verfügbar, aber der in Mischkristallform übergehende Mo-Anteil nimmt gleichfalls mit steigender Tempe ratur zu. Andererseits nimmt die Streckgrenze mit steigender Temperatur ab. Im Biegeversuch mit gekerbtem Probekörper (bei dem der Biegewinkel gemessen wird, bis zu dem ein gekerbter Probekörper gebogen werden kann, bevor er bricht), der zur Be urteilung der Verformbarkeit von Federstahl mit einem Fehler verwendet wird, stellt man fest, daß der Biegewinkel mit ab nehmender Streckgrenze zunimmt, d. h. daß sich die Wickelfä higkeit verbessert.

Angesichts der vorerwähnten Erkenntnisse führten die Erfinder eine Untersuchung zur Erwärmungstemperatur durch und stellten fest, daß die bezüglich des ersten und des sechsten Aspekts der Erfindung dargelegten Eigenschaften erzielt werden können, indem ein Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, wie in einem der ersten bis fünften Aspekte definiert, einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von nicht weniger als 920°C unterworfen wird.

Nachstehend wird ein Verfahren zur Herstellung des Stahldrahts erläutert, das es ermöglicht, den Restaustenitan teil auf einem Wert von höchstens 6% zu halten. Ölgehärteter Draht wird in einem dreistufigen Durchlaufverfahren mit Erwär men, Abschrecken und Anlassen hergestellt, das mit dem zu Draht gezogenen Stahl beginnt und mit Austenitbildung endet. Die Entstehung von Restaustenit wird durch drei Bedingungen beeinflußt: den Anteil an Legierungselementen, der in feste Lösung bzw. Mischkristallform übergeht, die Drahttemperatur beim Abschrecken und beim Anlassen. Präzise gesagt, wenn die jenigen Legierungselemente, die als austenitstabilisierende Elemente wirken, nämlich Kohlenstoff, Mn, Ni und Mo, in Misch kristallform in das Austenit eingehen, wird Restaustenit leicht gebildet. Außerdem nehmen bei Zusatz von Legierungsele menten der Ms-Punkt und der Mf-Punkt ab, werden durch einen gewöhnlichen Abschreckkatalysator nicht unter den Mf-Punkt bei der Abschrecktemperatur erniedrigt, es erfolgt keine vollstän dige Martensitbildung, und Restaustenit tritt ohne weiteres auf.

Das auftretende Restaustenit wird in dem folgenden An laßschritt zersetzt. Wenn jedoch die Anlaßtemperatur niedrig eingestellt oder die Anlaßdauer kurz angesetzt wird, um eine hohe Festigkeit zu erzielen, dann ist die Zersetzung unvoll ständig, und im Stahldraht bleibt Austenit zurück. Obwohl der entstandene Restaustenitanteil leicht durch Zugabe nur gerin ger Anteile der Legierungselemente reduziert werden kann, ist dies bei der vorliegenden Erfindung keine geeignete Lösung, da die nach den ersten bis fünften Aspekten der Erfindung vorge schriebenen Zusatzelemente zum Erhöhen der Erweichungsbestän digkeit und zum Erzielen hoher Festigkeit unentbehrlich sind. Die Erfinder stellten fest, daß es wichtig ist, die Abschreck temperatur so niedrig wie möglich einzustellen und für gründ liche Abkühlung zu sorgen, um beim Ölhärten eines Stahls mit der in einem der ersten bis fünften Aspekte der Erfindung festgesetzten Zusammensetzung den Restaustenitanteil auf höch stens 6% zu halten. Konkret stellten die Erfinder fest, daß gute Ergebnisse erreicht werden können, indem die Temperatur des Drahtes beim Abschrecken auf höchstens 45°C eingestellt wird.

Beispiel

Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von erfindungsgemäßen Stählen und von Vergleichsstählen. Die mit diesen Zusammensetzungen hergestellten erfindungsgemäßen Stäh le wurden zu Walzdraht von 8 mm Durchmesser warmgewalzt und patentiert, geschält, gezogen und ölgehärtet, um ölgehärtete Drähte von 3,2 mm Durchmesser zu erhalten. Während des Ziehens wurden kein Drahtbruch oder andere Probleme festgestellt. Die Zugfestigkeiten der ölgehärteten Drähte waren auf mindestens 1960 MPa ausgelegt, um die für Ermüdungsbeständigkeit und Dau erermüdungsbeständigkeit benötigte Festigkeit sicherzustellen. Die in Tabelle 1 angegebenen Einschlußgrößen sind die Ergeb nisse von Messungen, die nahe der Oberflächenschicht vorgenom men wurden.

Tabelle 2 zeigt die Wärmebehandlungsbedingungen und die mechanischen Eigenschaften der ölgehärteten Drähte, die aus den erfindungsgemäßen Stählen und Vergleichsstählen bestanden. Die ölgehärteten Drähte aus den erfindungsgemäßen Stählen wur den auf höhere Temperaturen erwärmt als die Vergleichsstähle, um ungelöste Carbonitride von V, Mo, Ti, Nb usw. zu vermeiden. Außerdem wurde die Abschrecktemperatur bei den erfindungsgemä ßen Beispielen auf höchstens 45°C eingestellt, um ein Streck grenzenverhältnis von 0,8-0,9 zu erzielen und den Restau stenitanteil zu unterdrücken, wodurch das Formen der Federn ohne Bruch ermöglicht wurde. Die Anlaßtemperatur wurde bei den erfindungsgemäßen Beispielen höher eingestellt, um die Zerset zung des entstandenen Restaustenits zu fördern, d. h. um den Restaustenitanteil auf höchstens 6% zu vermindern. Um den Ver formungswiderstand beim Formen der Federn zu verringern, wurde das Streckgrenzenverhältnis auf mindestens 0,8 und höchstens 0,9 reguliert.

Mit zunehmender Festigkeit weist ein ölgehärteter Draht eine höhere Kerbempfindlichkeit auf und bricht mit höherer Wahrscheinlichkeit beim Formen, ausgehend von einem kleinen Fehler. Die Verarbeitungsfähigkeit zu Federn jedes ölgehärte ten Drahtes wurde beurteilt, indem er einem Biegeversuch mit gekerbtem Probekörper unterworfen wurde. Dieser Test wurde vor dem Formen der Federn ausgeführt, indem ein hochlegierter Span gegen den ölgehärteten Draht gedrückt wurde, um ihn bis zu ei ner Tiefe von 25 µm einzukerben, worauf die der Kerbe gegen überliegende Seite einem Dreipunktbiegen unter Verwendung ei nes Stempels von 6,5 mm Radius ausgesetzt wurde, um auf die Kerbe eine Zugspannung anzuwenden, und der Biegewinkel bis zum Bruch gemessen wurde.

Fig. 1 zeigt die Änderung des Biegewinkels des gekerb ten Probekörpers als Funktion der Erwärmungstemperatur während des Ölhärtens im Falle der erfindungsgemäßen Stähle und der Vergleichsstähle. Fig. 2 zeigt die Änderung des Biegewinkels des gekerbten Probekörpers als Funktion des Rest austenitanteils. Die erfindungsgemäßen Stähle zeigten ein bes seres Biegeverhalten und eine größere Verbesserung der Umform barkeit mit zunehmender Erwärmungstemperatur als die herkömm lichen hochfesten Stähle. Die erfindungsgemäßen Stähle waren den herkömmlichen Stählen auch in der Beziehung zwischen dem Biegeverhalten von gekerbten Probekörpern und dem Restauste nitanteil überlegen und wiesen eine besonders hervorragende Umformbarkeit auf, wenn der Restaustenitanteil höchstens 6% betrug.

Angesichts dieser Beziehungen sind in Tabelle 2 die op timalen Ölhärtungsbedingungen, Streckgrenzenverhältnis, Rest austenitanteil, Verarbeitungsfähigkeit zu Federn, Ermüdungsbe ständigkeit und Dauerermüdungsbeständigkeit für jedes der Kom ponentensysteme angegeben. Die Bewertungen in der Spalte von Tabelle 2 unter der Überschrift "Verarbeitbarkeitsbewertung" stellen den ausgewerteten Bruch (die Bruchrate) beim Formen (Wickeln) dar. ○ bezeichnet eine Bruchrate von weniger als 0,001%, ∆ eine Bruchrate von 0,001-1% und × eine Bruchrate von mehr als 1%. Die Werte in der Spalte "Ermüdungsverhalten" geben die Zeit-Festigkeit nach 5 × 10⁷ Biegungen und die Span nungsamplitude bei einer mittleren Belastungsspannung von 686 MPa an. Amplituden von mindestens 450 MPa wurden mit ○ (gut), Amplituden von weniger als 450 MPa mit × (schlecht) bewertet. Die Werte in der Spalte "Dauerermüdungsverhalten" geben Bewer tungen in Form einer bleibenden Scherverformung an. Eine blei bende Scherverformung von höchstens 3,5 × 10⁴ wurde als ○ (gut), ein höherer Wert als × (schlecht) bewertet.

In Tabelle 3 sind die technischen Daten für hergestell te Federn angegeben. Die Beurteilung der Verarbeitungsfähig keit zu Federn und die Beurteilung der Ermüdungsbeständigkeit und der Dauerermüdungsbeständigkeit wurden an zwei Federtypen ausgeführt. Die Federn mit den Daten (1) wurden zur Bewertung der Ermüdungsbeständigkeit und der Dauerermüdungsbeständigkeit verwendet, und die Federn mit den Daten (2) dienten zur Bewer tung der Verarbeitungsfähigkeit zu Federn bei der Kaltferti gung. Die Beurteilungsergebnisse sind in Tabelle 2 darge stellt. Die Federn mit den Daten (1) wurden nach Anwendung ei ner Nitrierbehardlung und einer Strahlentzunderung getestet. Die ölgehärteten Drähte aus herkömmlichen Stählen, die eine gute Verarbeitungsfähigkeit zu Federn zeigten, waren bezüglich der Ermüdungsbeständigkeit und der Dauerermüdungsbeständigkeit minderwertig. Im Gegensatz dazu brachen die ölgehärteten Dräh te aus den erfindungsgemäßen Stählen beim Formen der Federn nicht und waren bezüglich der Ermüdungsbeständigkeit und der Dauerermüdungsbeständigkeit ebenso gut oder besser als die Drähte aus den Vergleichsstählen.

Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen Restaustenitanteil und Streckgrenzenverhältnis in dem Falle, wo die Stähle mit den für die Beispiele 2-5, 8 und 9 in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen wärmebehandelt wurden, um ihren Restaustenitanteil und ihr Streckgrenzenverhältnis zu verän dern. Die Zahlen innerhalb des Diagramms geben die Nummern der Beispiele an. In allen Fällen begann das Abschrecken bei einer Temperatur von 960°C und das Anlässen wurde bei 420-500°C ausgeführt. Was jedoch Beispiel 8 betrifft, so wurde im Falle dieses Vergleichsstahls das Abschrecken versuchsweise bei 5°C oder weniger ausgeführt, um die Umwandlung vor dem Anlassen weitestgehend zu fördern.

Beurteilt wurden die Dauerermüdungsbeständigkeit und die Wickelfähigkeit. Mit ○ und bezeichnete Beispiele konn ten gewickelt werden und zeigten eine gute Dauerermüdungsbe ständigkeit. Mit ⚫ und ∎ bezeichnete Beispiele zeigten eine schlechte Wickelfähigkeit und ungenügende Dauerermüdungsbe ständigkeit. Wenn die chemische Zusammensetzung außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegt, wie im Falle von Beispiel 8, können der Restaustenitanteil und das Streckgrenzenverhältnis nur durch Einführen eines großtechnisch nicht akzeptierbaren Verfahrens in die durch die vorliegende Erfindung festgesetz ten Bereiche gebracht werden, wie z. B. durch Einstellen der Abschrecktemperatur auf einen äußerst niedrigen Wert. Wenn die chemische Zusammensetzung außerhalb des erfindungsgemäßen Be reichs liegt, wie in den Beispielen 9 und 11, ist die groß technische Verarbeitung schwierig, da es schwierig ist, den erfindungsgemäßen Restaustenitanteil und das erfindungsgemäße Streckgrenzenverhältnis durch Ausführen einer normalen Verar beitung zu erreichen.

Die Tabellen 4 und 5 zeigen Beispiele, in denen ver schiedene chemische Zusammensetzungen untersucht wurden. Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen dem Streckgrenzenverhältnis und dem Restaustenitanteil in den Beispielen der Tabellen 4 und 5. In dieser Figur bezeichnet ◊ ein erfindungsgemäßes Beispiel. ∆ und ▲ bezeichnen Vergleichsbeispiele. ∆ bezeichnet ein Ver gleichsbeispiel, bei dem die Bruchwahrscheinlichkeit beim For men von Federn als hoch beurteilt wird. ▲ bezeichnet ein Ver gleichsbeispiel, bei dem die Ermüdungsbeständigkeit oder die Dauerermüdungsbeständigkeit als schlecht beurteilt wird. Bei Anwendung des früher beschriebenen Biegeversuchs mit gekerbtem Probekörper wurde festgestellt, daß die aus erfindungsgemäßen Stählen hergestellten ölgehärteten Drähte trotz ihrer hohen Zugfestigkeiten von 1960 MPa oder mehr eine hervorragende Um formbarkeit aufweisen.

Die Beispiele 27 und 28 hatten Einschlußgrößen, die über dem durch die vorliegende Erfindung spezifizierten oberen Grenzwert lagen, und ergaben eine schlechte Ermüdungsbestän digkeit. Die Beispiele 29-31 und 33 lagen außerhalb der Berei che für das Streckgrenzenverhältnis und den Restaustenitan teil. Die Beispiele 29 und 30 ergaben eine schlechte Ermü dungsbeständigkeit und Dauerermüdungsbeständigkeit, und die Beispiele 31 und 33 ergaben eine schlechte Verarbeitungsfähig keit zu Federn. Die Beispiele 25 und 26, deren P- und S- Gehalte die erfindungsgemäßen Grenzwerte überstiegen, ergaben eine schlechte Ermüdungsbeständigkeit. Die Beispiele 23, 24, 29, 30 und 31 waren den erfindungsgemäßen Beispielen sowohl in der Ermüdungsbeständigkeit als auch in der Dauerermüdungsbe ständigkeit unterlegen. Beispiel 32 hatte eine chemische Zu sammensetzung innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs, zeigte aber eine unzureichende Festigkeit und eine schlechte Ermü dungsbeständigkeit.

Die vorliegende Erfindung kann, unabhängig von der che mischen Zusammensetzung, eine hervorragende Umformbarkeit und Federleistung erzielen, indem eine Wärmebehandlung ausgeführt wird, um das Streckgrenzenverhältnis und den Restspannungsbe trag auf die in den erfindungsgemäßen Beispielen angegebenen Werte zu regeln. Wenn jedoch der eingesetzte Stahl nicht die chemische Zusammensetzung aufweist, wie sie durch die vorlie gende Erfindung definiert wird, d. h. eine Zusammensetzung, die geeignet bemessen ist, um eine gute Ermüdungsbeständigkeit und Dauerermüdungsbeständigkeit sicherzustellen, dann ist eine Herstellung eines Stahldrahts, der die Bedingungen sowohl für die praktische Umformbarkeit als auch für die praktische Fe derleistung erfüllt, durch großtechnische Wärmebehandlung nicht möglich.

Tabelle 3

Wie vorstehend erläutert, stellt die vorliegende Erfin dung einen ölgehärteten Draht bereit, der eine hohe Festigkeit von mindestens 1960 MPa aufweist und darüber hinaus die Aus führung der Federherstellung ohne Bruch beim Kaltumformen der Feder gestattet. Indem die geformte Feder einem Spannungs freiglühen, Nitrieren und Strahlentzundern unterworfen wird, kann daher eine Feder hergestellt werden, die eine ebenso gute oder bessere Ermüdungsbeständigkeit und Dauerermüdungsbestän digkeit aufweist wie die aus herkömmlichen Stählen hergestell ten Federn.

Claims

1. Stahldraht für hochfeste Federn, der die folgenden Stahlbestandteile in Gew.-% aufweist:
C: 0,4-0,7%
Si: 1,2-2,5%
Mn: 0,1-0,5%
Cr: 0,4-2,0% und
Al: 0,0001-0,005%, und
mit den folgenden Begrenzungen:
P: höchstens 0,015% und
S: höchstens 0,015%,
wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen be steht, wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von minde stens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenver hältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitan teil von höchstens 6% aufweist.

2. Stahldraht für hochfeste Federn, der die folgenden Stahlbestandteile in Gew.-% aufweist:
C: 0,4-0,7%
Si: 1,2-2,5%
Mn: 0,1-0,5%
Cr: 0,4-2,0%
Al: 0,0001-0,005%, und
V: 0,050-0,4%,
wobei der Anteil von Mn + V höchstens 6% beträgt,
mit den folgenden Begrenzungen:
P: höchstens 0,015% und
S: höchstens 0,015%,
wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen be steht, wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von minde stens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenver hältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitan teil von höchstens 6% aufweist.

3. Stahldraht für hochfeste Federn nach Anspruch 1 oder 2, der zusätzlich den folgenden Bestandteil in Gew.-% auf weist:
Ni: 0,1-2,0%,
wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von minde stens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.

4. Stahldraht für hochfeste Federn nach einem der An sprüche 1 bis 3, der zusätzlich den folgenden Bestandteil in Gew.-% aufweist:
Mo: 0,1-2,0%,
wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von minde stens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.

5. Stahldraht für hochfeste Federn nach einem der Ansprüche 1 bis 4, der zusätzlich einen oder beide der folgenden Bestandteile in Gew.-% aufweist:
Nb: 0,005-0,05% und
Ti: 0,005-0,05%,
wobei der Stahl keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von minde stens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.

6. Verfahren zur Herstellung eines Stahldrahts für hochfeste Federn, mit einem Schritt zur Wärmebehandlung eines Stahls mit einer nach einem der Ansprüche 1 bis 5 festgesetz ten chemischen Zusammensetzung bei einer Temperatur von minde stens 920°C und einer Temperatur des Drahtes beim Abschrecken von höchstens 45°C, um einen Stahldraht zu erhalten, der keine nichtmetallischen Einschlüsse mit einer Größe von mehr als 15 µm, eine Zugfestigkeit von mindestens 1960 MPa und ein Streck grenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und höchstens 0,9 oder ein Streckgrenzenverhältnis (σ_0,2/σ_B) von mindestens 0,8 und einen Restaustenitanteil von höchstens 6% aufweist.