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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines
Doppelgelenks als borenthaltende Automobilkomponente mit verbesserter
Kaltverformbarkeit, Induktionshärtbarkeit,
Walzermüdungsdauerhaltbarkeit,
und Torsionsfestigkeit.
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Aus
der
GB 2170223 A ,
der
JP 59013024 AA ,
der
JP 59126720 AA ,
der
US 4702778 , der
US 5252153 , der
US 5545267 und der
US 5725690 sind Verfahren
zur Herstellung von Stahlprodukten mit verbesserten Eigenschaften
bekannt. Die in diesen Druckschriften beschriebenen Verfahren unterscheiden
sich vom nachstehend beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahren jedoch hinsichtlich
der Zusammensetzung der Ausgangslegierung, den Walzbedingungen bzw.
den Spheroidisierungsbedingungen.
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Stähle, die
S48C (JIS (Japanischer Industriestandard)) und S53C (JIS) entsprechen
oder Stähle
mit verbesserter Kaltschmiedbarkeit, wie sie in der
Japanischen Patentpublikation 38847/1989 beschrieben
sind, wurden bisher induktionsgehärtet und dann für die äußere Kugelschale
von Doppelgelenken in Automobilen benutzt. Es ist jedoch erforderlich,
für die
Reduktion der Herstellungskosten und die Verbesserung des Benzinverbrauchs
das Gewicht der Komponenten zu reduzieren. Demzufolge ist technisch
die Entwicklung von Doppelgelenken mit verbesserten Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und Torsionsfestigkeitseigenschaften erforderlich, ohne die Kaltverformbarkeit
der obengenannten Stähle
zu beeinträchtigen.
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Daher
ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Doppelgelenk für Automobile
und ähnliches
zur Verfügung
zu stellen, das Stahl mit verbesserten Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und Torsionsfestigkeitseigenschaften enthält, ohne die Kaltverformbarkeit,
wie die Kaltschmiedbarkeit oder Bearbeitbarkeit von Stählen, die
S48C (JIS) und S53C (JIS) entsprechen, oder von Stählen mit
verbesserter Kaltschmiedbarkeit, wie sie in der
Japanischen Patentpublikation 38847/1989 beschrieben
sind, zu beeinträchtigen.
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Die
gegenwärtigen
Erfinder haben herausgefunden, daß die Zugabe von Molybdän in Kombination
mit einer Erhöhung
des Kohlenstoffgehaltes bei der Verbesserung der Walzermüdungsdauerhaltbarkeit
und den Torsionsfestigkeitseigenschaften wirksam ist. Sie haben
weiterhin geeignete Bereiche für
die Mengenzugabe dieser Elemente unter Berücksichtigung der Kaltverformbarkeit
gefunden. Außerdem
wurden, um die Kaltverformbarkeit weiter zu verbessern, die Walzbedingungen
und die Spheroidisierungsbedingungen optimiert. Damit wurde die
Aufgabe der vorliegenden Erfindung erfüllt.
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Insbesondere
wird gemäß einem
Aspekt der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zur Herstellung
eines Doppelgelenkes mit verbesserter Kaltverformbarkeit, Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und Torsionsfestigkeitseigenschaften zur Verfügung gestellt, bestehend aus
den Schritten:
Walzen oder Schmieden einer Legierung bei einer
Heiztemperatur von Ac3 bis 1000°C mit einer
Flächenreduktion
von nicht weniger als 30%, wobei die genannte Legierung an Gewicht
enthält:
Kohlenstoff 0,52 bis 0,60%, Silizium: 0,03 bis 0,15%, Mangan: 0,10
bis 0,40%, Chrom: 0,05 bis 0,30%, Molybdän: 0,10 bis 0,30%, Schwefel:
0,003 bis 0,020%, Bor: 0,0005 bis 0,005%, Titan: 0,02 bis 0,05%,
Stickstoff: nicht mehr als 0,01%, Aluminium: 0,005 bis 0,05%, sowie
Mangan + Chrom + Molybdän:
0,35 bis 0,80%, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht,
Spheroidisieren der gewalzten oder geschmiedeten Legierung
derart, daß nach
dem Erwärmen
auf Ac1 bis 770°C ein langsames Abkühlen von
730°C auf
700°C mit
einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 15°C pro Stunde durchgeführt wird,
wobei man ein Stahlprodukt erhält,
das eine Härte
von 68 bis 78 HRB nach dem Spheroidisieren hat, sowie
Induktionshärten des
Stahlprodukts, um ein Doppelgelenk zu erhalten, das eine Oberflächenhärte von
nicht weniger als 60 HRC besitzt.
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Somit
haben die Optimierung der Mengen an Kohlenstoff und Molybdän, die zugegeben
werden und die Optimierung des Herstellungsprozesses die Bedingungen
für ein
Verfahren zur Herstellung eines Doppelgelenks mit verbesserter Kaltverformbarkeit,
Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und Torsionsfestigkeitseigenschaften geschaffen.
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Die 1A und 1B zeigen
teilweise Schnitte und teilweise weggelassene Ansichten der Form
eines Doppelgelenkes, das in einem Walzermüdungsdauerhaltbarkeitstest
und einem Torsionsfestigkeitstest verwendet wurde. Dabei zeigt 1A die
Aufsicht und 1B die Frontansicht.
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2 zeigt
eine Ansicht einer Doppelgelenkzusammensetzung aus innerer und äußerer Kugelschale sowie
Kugeln, die in einem Walzermüdungsdauerhaltbarkeitstest
verwendet wurden.
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Im
folgenden werden die Gründe
für die
Beschränkung
der Zugabe von Elementen zu den erfindungsmäßen Stahlprodukten beschrieben.
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Kohlenstoff:
Kohlenstoff ist ein Element, das zur Sicherstellung der Festigkeit
nach dem Abschrecken und Tempern, bei Komponenten zur Verwendung
bei der Konstruktion von Maschinen notwendig ist, sowie zusätzlich zur
Verbesserung der Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und der Torsionsfestigkeitseigenschaften. Wenn der Gehalt an Kohlenstoff
geringer als 0,52% ist, so kann das Oberflächenhärteerfordernis bei der Induktionshärtung, nämlich eine
Oberflächenhärte von
nicht weniger als 60 HRC, nicht befriedigt werden. Dies führt zu unbefriedigender
Festigkeit. Wenn auf der anderen Seite der Kohlenstoffgehalt 0,60% übersteigt,
so wird dadurch die Kaltverformbarkeit verringert und zusätzlich ein
Zerbrechen bei der Induktionshärtung
bewirkt. Aus diesem Grund ist der Kohlenstoffgehalt auf 0,52 auf
0,60% beschränkt.
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Silizium:
Silizium ist ein Element, das zur Deoxidation notwendig ist. Wenn
der Gehalt an Silizium geringer als 0,03% ist, so ist der beabsichtigte
Effekt unbefriedigend, wohingegen bei einem Siliziumgehalt von mehr
0,15% die Verformbarkeit verringert ist. Daher ist der Siliziumgehalt
auf 0,03 bis 0,15% beschränkt.
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Mangan:
Mangan ist ein Element, das zur Sicherstellung der Härtbarkeit
notwendig ist. Wenn der Gehalt an Mangan geringer als 0,10% ist,
dann ist der beabsichtigte Effekt unbefriedigend, während bei
einem Mangangehalt von mehr als 0,40% die Bearbeitbarkeit verringert
ist. Daher ist der Mangangehalt auf 0,10 bis 0,40% beschränkt.
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Chrom:
Chrom ist ein Element, das zur Härtung
beiträgt.
Wenn der Gehalt an Chrom geringer als 0,05% ist, so kann der beabsichtigte
Effekt nicht erreicht werden. Wenn auf der anderen Seite der Chromgehalt 0,30% überschreitet,
so reichert sich Chrom während
des Spheroidisierens in Carbiden an. In diesem Fall bleiben die
Carbide bei der Induktionshärtung
zurück.
Das macht es unmöglich,
Härte nach
der Induktionshärtung zu
erhalten. Aus diesem Grund ist der Chromgehalt auf 0,05 bis 0,30%
beschränkt.
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Molybdän: Molybdän ist ein
Element, das zur Verbesserung der Härtbarkeit beiträgt und gleichzeitig die
Walzermüdungsdauerhaltbarkeit
und die Torsionsfestigkeit verbessert. Wenn der Gehalt an Molybdän geringer
als 0,10% ist, so ist der beabsichtigte Effekt unbefriedigend. Wenn
auf der anderen Seite der Molybdängehalt
0,30% übersteigt,
so steigt die Härte
nachdem Spheroidisieren und beeinträchtigt signifikant die Verformbarkeit.
Aus diesem Grund ist der Molybdängehalt
auf 0,10 bis 0,30% beschränkt.
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Schwefel:
Schwefel ist ein Element, das zu MnS und TiS umgesetzt wird und
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit beiträgt. Wenn der Gehalt an Schwefel
geringer als 0,003% ist, so ist der gewünschte Effekt unbefriedigend.
Wenn auf der anderen Seite der Schwefelgehalt 0,020% übersteigt,
dann wird die Kaltverfombarkeit beeinträchtigt. Daher ist der Schwefelgehalt
auf 0,003 bis 0,020% beschränkt.
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Bor:
Bor ist ein Element, das zur Verbesserung der intergranularen Festigkeit
beiträgt
und gleichzeitig die Härtbarkeit
verbessert. Wenn der Gehalt an Bor geringer als 0,0005% ist, so
ist der beabsichtigte Effekt unbefriedigend, während ein Borgehalt, der 0,005% übersteigt,
die Härtbarkeit
beeinträchtigt.
Aus diesem Grund ist der Borgehalt auf 0,0005 bis 0,005% beschränkt.
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Titan:
Titan ist ein Element, das freien Stickstoff, der im Stahl enthalten
ist bindet, um den härtungsverbessernden
Effekt von Bor zu verbessern. Wenn der Gehalt an Titan geringer
als 0,02% ist, ist der beabsichtigte Effekt unbefriedigend. Wenn
auf der anderen Seite der Titangehalt 0,05% übersteigt, dann ist der Effekt
gesättigt,
da der Stickstoffgehalt im Stahl auf nicht mehr als 0,01% beschränkt ist.
Daher ist der Titangehalt auf 0,02 bis 0,05% beschränkt.
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Stickstoff:
Stickstoff führt,
wenn er in einer Menge vorhanden ist, die 0,01% übersteigt, zu einer erhöhten Menge
an TiN, was die Ermüdungseigenschaften
negativ beeinträchtigt.
Daher ist der Stickstoffgehalt auf nicht mehr als 0,01% beschränkt.
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Aluminium:
Aluminium ist ein Element, das als Deoxidationsmittel notwendig
ist. Wenn der Gehalt an Aluminium geringer als 0,005% ist, so ist
beabsichtigte Effekt unbefriedigend. Wenn auf der anderen Seite
der Aluminiumgehalt 0,05% übersteigt,
so resultiert daraus eine erhöhte
Menge an Aluminiumoxid, was die Ermüdungseigenschaften und die
Verformbarkeit beeinträchtigt.
Aus diesem Grund ist der Aluminiumgehalt auf 0,005 bis 0,05% beschränkt.
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Mangan
+ Chrom + Molybdän:
All diese Elemente, Mangan, Chrom und Molybdän, tragen zur Induktionshärtbarkeit
bei und bewirken gleichzeitig die Erhöhung der Härte des Stahlprodukts. Wenn
der Gesamtgehalt an Mangan, Chrom und Molybdän nicht mehr als 0,35% beträgt, kann
keine gleichmäßig gehärtete Mikrostruktur
erhalten werden, was zu einer signifikant verkürzten Walzermüdungsdauerhaltbarkeit
führt.
Wenn auf der anderen Seite dieser Gesamtgehalt nicht weniger als
0,80% beträgt,
dann kann das Erfordernis der Härte
nach dem Spheroidisieren, nämlich
eine Härte
von nicht mehr als 78 HRB, nicht erfüllt werden. Aus diesem Grund
ist der Gesamtgehalt an Mangan, Chrom und Molybdän auf 0,35 bis 0,80% beschränkt.
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Walz-/Schmiedebedingungen:
Beim Walzen oder Schmieden wird die Legierung als Ausgangsmaterial
auf Ac3 oder darüber erwärmt, um eine homogene Austenitisierung
ohne ein Zurücklassen
von Carbiden und Ferriten zu bewirken. Wenn Ferrite nach der Austenitisierung
zurückbleiben,
kann in der Mikrostruktur nach dem Walzen oder Schmieden keine gleichmäßige Mikrostruktur
der Ferritkorngröße erhalten
werden. In diesem Fall ist die wärmebehandlungsinduzierte
Verformung nach dem Abschrecken und Tempern groß. Wenn auf der anderen Seite
die Erwärmungstemperatur
oberhalb von 1000°C
liegt, dann wachsen feine Niederschläge zu relativ großer Größe heran.
Dies führt
zu einer vergrößerten Größe von austenitischen
Körnern
beim Walzen oder Schmieden, reduziert den Ferritgehalt nach dem
Walzen oder Schmieden und beeinträchtigt die Verformbarkeit.
Zusätzlich
wird die Korngröße nach
dem Abschrecken und Tempern vergrößert, was zu einer verringerten
intergranularen Festigkeit führt.
Daher ist die Erwärmungstemperatur
während
des Walzens oder Schmiedens auf Ac3 bis
1000°C beschränkt. Bezüglich der
Flächenreduktion
reduziert eine Verringerung der Fläche von weniger als 30% die
Menge an erzeugten Ferriten und beeinträchtigt die Bearbeitbarkeit.
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Spheroidisierungsbedingungen:
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(Heiztemperatur)
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Um
eine gut spheroidisierte Mikrostruktur zu erhalten, ist das Erwärmen auf
eine Zwei-Phasen-Region von
austenitischen und spheroidisierten Carbidreste notwendig. Wenn
die Heiztemperatur unterhalb von Ac1 liegt,
dann werden die Carbide nicht in Stücke zerteilt. In diesem Fall
bleibt nach dem Spheroidisieren lamellarer Perlit zurück, was
es unmöglich
macht, eine gut spheroidisierte Mikrostruktur zu erhalten. Auf der
anderen Seite bewirkt ein Erwärmen
auf eine Temperatur oberhalb von 770°C keine Carbidreste mehr und
dann schlägt sich
lamellarer Perlit während
des Kühlens
nieder. Aus diesem Grund ist die Erwärmungstemperatur auf Ac1 bis 770°C
beschränkt.
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(Temperaturbereich für langsames Abkühlen)
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Um
eine gut spheroidisierte Mikrostruktur zu erhalten, muß das langsame
Abkühlen
in einem Temperaturbereich ausgeführt werden, in dem sich Carbide
niederschlagen, um das Niederschlagen von lamellarem Perlit zu verhindern
und die Carbidreste wachsen zu lassen. Bei einer Temperatur von
oberhalb 730°C
schlagen im wesentlichen keine Carbide nieder. Der Niederschlag
ist bei 700°C
vollständig.
Daher ist der Temperaturbereich für das langsame Abkühlen auf
730 bis 700°C
beschränkt.
Die Abkühlrate
jedes anderen Bereiches außerhalb
des Bereiches für
die langsame Abkühlung,
d. h. außerhalb
des Temperaturbereichs zwischen der oberen Erwärmungstemperatur bis 730°C und des
Temperaturbereichs von 700°C
bis Raumtemperatur ist nicht beschränkt und kann mit jeder Geschwindigkeit
erfolgen. In diesen Bereichen ist jedoch vom Standpunkt der industriellen
Produktivität
her die höchstmögliche Abkühlgeschwindigkeit
bevorzugt.
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(Langsame Abkühlgeschwindigkeit)
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Ein
Abkühlen
im Temperaturbereich von 730 bis 700°C mit einer Geschwindigkeit
von mehr als 15°C pro
Stunde bewirkt einen Niederschlag von lamellarem Perlit während des
Kühlens.
Das macht es unmöglich, eine
gut spheroidisierte Mikrostruktur zu erhalten. Aus diesem Grund
ist die langsame Abkühlgeschwindigkeit auf
nicht mehr als 15°C
pro Stunde beschränkt.
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Härte: Wenn
die Härte
nach dem Spheroidisieren 78 HRB übersteigt,
so tritt ein Zerbrechen während des
Kaltschmiedens auf. Weiterhin ist in diesem Fall die Nutzungsdauer
der Werkzeuge signifikant verkürzt, was
zu einem nachteiligen Einfluß auf
die Produktivität
führt.
Wenn auf der anderen Seite die Härte
nach dem Spheroidisieren geringer als 68 HRB ist, so wird die Verformbarkeit
beeinträchtigt.
Aus diesem Grund ist die Härte
nach dem Spheroidisieren auf 68 bis 78 HRB beschränkt.
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Härte nach
dem Induktionshärten:
Wenn die Härte
nach dem Induktionshärten
geringer als 60 HRC ist, dann ist die Walzermüdungsdauerhaltbarkeit verringert.
Außerdem
wird in diesem Fall, wenn ein Gleiten auf den rollenden Teil bewirkt
wird, der Abriebsverlust der Komponenten vergrößert. Aus diesem Grund ist
die Härte
nach dem Induktionshärten
auf nicht weniger 60 HRC beschränkt.
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Beispiele
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Bezugnehmend
auf die folgenden Beispiele und Vergleichsbeispiele werden erfindungsgemäß bevorzugte
Ausführungsformen
beschrieben. Die chemischen Zusammensetzungen der Stähle in den
Beispielen und Vergleichsbeispielen sind in den Nummern 1 bis 9
der Tabelle 1 gezeigt. Die erfindungsgemäßen Stähle Nr. 1 bis 3 haben jeweils
die gleiche chemische Zusammensetzung wie die Stähle gemäß S53C, S55C und S58C, die
in JIS spezifiziert sind, mit der Ausnahme, daß der Gehalt an Silizium und
der Gehalt an Mangan verringert wurden, und daß Molybdän und Bor zugegeben wurden.
Auf der anderen Seite sind die Vergleichsstähle Nr. 4, 5 und 6 jeweils
Stähle
gemäß S48C,
S53C und S58C. Die Vergleichsstähle
Nr. 7 und 8 haben jeweils die gleiche chemische Zusammensetzung
wie die Stähle
gemäß S48C und
S53C, mit der Ausnahme, daß der
Gehalt an Silizium und der Gehalt an Mangan verringert wurden, und
daß Bor
zugegeben wurde. Vergleichsstahl Nr. 9 hat die gleiche chemische
Zusammensetzung wie ein Stahl gemäß S58C, mit der Ausnahme, daß der Gehalt
an Silizium und der Gehalt an Mangan verringert wurden, und daß Molybdän und Bor
zusammen mit Mangan + Chrom + Molybdän zugegeben wurden, so daß dies 0,85%
beträgt.
D. h., Vergleichsstahl Nr. 9 erfüllt
nicht das Erfordernis von 0,35 ≤ Mangan
+ Chrom + Molybdän ≤ 0,80%.
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100
kg von jedem der Teststähle
(erfindungsgemäße Stähle Nr.
1 bis 3 und Vergleichsstähle
Nr. 4 bis 9) mit den chemischen Zusammensetzungen wie in Tabelle
1 gezeigt wurden durch einen Schmelzprozeß in einem Vakuumschmelzofen
hergestellt. Diese Stähle
wurden auf 950°C
erwärmt
und ⌀ 55
heißgeschmiedet, dann
derart spheroidisiert, daß nach
dem Erwärmen
auf 750°C
ein langsames Abkühlen
von 730°C
auf 700°C bei
einer Abkühlrate
von 10°C
pro Stunde durchgeführt
wurde. Somit wurden Stahlprodukte erhalten. Sie wurden dann zu einer
Größe von ⌀ 52mm × 111mm
Länge verarbeitet.
Danach wurde eine Materialteilbearbeitung durch Kaltschmieden ausgeführt, gefolgt
durch Drehen und Formwalzen, um äußere Kugelschalen
für Doppelgelenke
zu erhalten, die eine Form wie in 1 gezeigt
haben. In der Zeichnung hat das Doppelgelenk eine Öffnung 1 und
eine Welle 2. Die Welle 2 weist eine Verzahnung 4 und
ein Gewinde 5 auf. Sechs Kugellaufrillen 3 sind
im Inneren der Öffnung 1 der äußeren Kugelschale
des Doppellgelenks vorhanden. Ein Halter 8 zum Festhalten
der Kugeln 7 ist oberhalb und unterhalb der Kugellaufrille 3 angebracht.
Weiterhin ist eine innere Kugelschale 6 für das Doppelgelenk
innerhalb der äußeren Kugelschale
des Doppelgelenks angebracht. Induktionsabschrecken und Tempern
(Temperungsbedingungen: bei 180°C
für eine
Stunde) wurden durchgeführt,
um eine effektive Härtungstiefe
(die Entfernung von der Oberfläche
bis zu einem Punkt von 500 HV) von etwa 3,0 mm auf der Laufoberfläche der Öffnung in
der äußeren Kugelschale
des Doppelgelenks und eine effektive Härtungstiefe von etwa 5 mm auf
der Welle 2 zu erreichen.
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Mit
den so erhaltenen Produkten wurden die folgenden Tests durchgeführt. Die
Testverfahren und Ergebnisse werden beschrieben. Für die Öffnungslauffläche wurde
ein Walzermüdungsdauerhaltbarkeitstest durchgeführt und
für die
Welle 2 wurde ein Torsionsfestigkeitstest durchgeführt. Bei
dem Walzermüdungsdauerhaltbarkeitstest
wurde die Bewertung wie in 2 durchgerührt, indem
der Test unter Verwendung einer Kombination der äußeren Kugelschale mit der inneren
Kugelschale 6 und Kugeln 7 im Doppelgelenk durchgeführt wurde.
Andererseits wurde bei dem Torsionsfestigkeitstest die Bewertung
durch Torsion derart durchgeführt,
daß die Öffnung 1 und
die Verzahnung 4 sicher festgehalten wurden. Für die Härtungstiefe
wurde die Härte
mit einem Vickers Härtemeter
gemessen, um die Position von 500 HV zu bestimmen. Die Härte des
Materials nach dem Spheroidisieren wurde mit einem Rockwell Härtemeter
gemessen.
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(Härte
des Materials und Ergebnisse des Walzermüdungsdauerhaltbarkeitstests)
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Testteile
mit einer effektiven Härtungstiefe
nach dem Induktionsabschrecken und Tempern von etwa 3,0 mm wurden
auf ihre Walzermüdungsdauerhaltbarkeit
hin getestet. Dieser Test wurde mit einem vorgegebenen Druck durchgeführt, der
100 Stunden angewendet wurde, um den Druck zu ermitteln, der zum
erzeugen von Lochfraß in
gerade einer der sechs Kugellaufrillen 3 führt. Je
höher der
Druck ist, der zur Erzeugung von Lochfraß notwendig ist, um so besser
ist die Walzermüdungsdauerhaltbarkeit.
Die erfindungsgemäßen Stähle Nr.
1 bis 3 haben, wenn man sie mit den Vergleichsstählen 4 bis 8 vergleicht,
die einen Kohlenstoffgehalt auf dem gleichen Level wie die Stähle Nr.
1 bis 3 haben, einen höheren
notwendigen Druck, um Lochfraß zu
erzeugen, was zeigt, daß die
Stähle
Nr. 1 bis 3 überragende
Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
besitzen. Außerdem
haben im Gegensatz zu den Vergleichsstählen Nr. 4, 5, 6 und 9, die
erfindungsgemäßen Stähle Nr.
1 bis 3 wegen der Bedingungen 0,35 ≤ Mangan + Chrom + Molybdän ≤ 0,80% und
der Optimierung der Spheroidisierungsbedingungen, eine Härte nach
dem Spheroidisieren von 68 bis 78 HRB, können ein Zerbrechen während des
Kaltschmiedens verhindern und die Nutzungsdauer der Werkzeuge verbessern.
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(Ergebnisse des Torsionsfestigkeitstest)
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Testteile
mit einer Härtungstiefe
nach dem Induktionsabschrecken und dem Tempern von etwa 5,0 mm wurden
auf die Torsionsfestigkeit der Welle
2 untersucht. Die
erfindungsgemäßen Stähle Nr.
1 bis 3 hatten wegen der kombinierten Zugabe von Bor und Molybdän zur Erhöhung der
intergranularen Festigkeit eine Torsionsfestigkeit, die den Vergleichsstählen Nr.
4 bis 8 überlegen
war. Verglichen mit den erfindungsgemäßen Stählen zeigte der Vergleichsstahl
Nr. 9 die gleiche Festigkeit, war aber bei der Kaltverformbarkeit
nachteilig. Tabelle 3
| | Nr. | Effektive
Härtungstiefe, mm | Bruchfestigkeit,
kgf/mm2 |
| erfindungsgemäßer Stahl | 1 | 5,2 | 185 |
| 2 | 5,1 | 190 |
| 3 | 5,0 | 192 |
| Vergleichsstahl | 4 | 4,9 | 143 |
| 5 | 5,3 | 155 |
| 6 | 5,1 | 161 |
| 7 | 5,0 | 168 |
| 8 | 5,2 | 172 |
| 9 | 5,3 | 199 |
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Aus
der vorhergehenden Beschreibung wird deutlich, daß das erfindungsgemäße Verfahren
zur Herstellung eines Doppelgelenkes die folgenden Effekte hat.
- 1. Einstellen des Kohlenstoffgehalts von 0,52
bis 0,60% und Zugabe von 0,10 bis 0,30% Molybdän zu der chemischen Zusammensetzung
des Stahls und Einstellen der Härte
nach dem Induktionsabschrecken und Tempern auf nicht weniger als
60 HRC kann zur Herstellung eines Doppelgelenks mit verbesserter
Walzermüdungsdauerhaltbarkeit
und Torsionsfestigkeit führen.
- 2. Weiterhin kann das Einstellen des Gesamtgehalts von Mangan
+ Chrom + Molybdän
auf 0,35 bis 0,80% in der chemischen Zusammensetzung des Stahl und
die Optimierung der Wälz-
oder Schmiedebedingungen und der Spheroidisierungsbedingungen die
Herstellung von Doppelgelenken mit verbesserter Kaltverformbarkeit
bewirken.
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Daher
können
nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
Doppelgelenke mit verbesserten Walzermüdungsdauerhaltbarkeitseigenschaften
und Festigkeitseigenschaften hergestellt werden, ohne daß die Kaltverformbarkeit
wie z. B. die Kaltschmiedbarkeit und die Bearbeitbarkeit darunter
leiden. Dies führt
zu einer Reduktion von Gewicht von Automobilkomponenten und ähnlichem.
