DE3130914A1

DE3130914A1 - Stahl fuer fahrzeugaufhaengefedern mit hoher bestaendigkeit gegen zunehmendes durchbiegen bzw. durchhaengen

Info

Publication number: DE3130914A1
Application number: DE19813130914
Authority: DE
Inventors: Ryohei Chita Aichi Kobayashi; Mamoru Tokonabe Aichi Kurimoto; Toshio Nagoya Aichi Ozone; Toshiro Tokai Aichi Yamamoto
Original assignee: Chuo Hatsujo KK; Aichi Steel Corp
Current assignee: Chuo Hatsujo KK; Aichi Steel Corp
Priority date: 1980-08-05
Filing date: 1981-08-05
Publication date: 1982-06-16
Also published as: US4448617A; US4574016A

Description

81/8754 Beschreibung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl für eine Fahrzeugaufhänge- bzw. -tragfeder, wie beispielsweise eine Schraubenfeder, einen Torsionsstab oder eine Blattfeder, welche eine hohe Kriechfestigkeit, Ermüdungsbeständigkeit und Härtbarkeit aufweist.

10 '

In jüngerer Zeit hat sich infolge einer Trendentwicklung für leichte Automobile ein steigendes Bedürfnis für Tragfedern mit geringem Gewicht entwickelt. Es wird allgemein"

gesagt, daß ein vielversprechender Weg, diese Gewichtsverringerung zu erreichen, darin besteht, die Federn so zu konstruieren, daß sie unter einer erhöhten Spannung stehen und sie in diesem durch eine erhöhte Spannung gekennzeichneten Zustand einzusetzen.

Wenn gegenwärtig verfügbare Federstähle jedoch im Zustand hoher mechanischer Spannung verwendet werden, ergeben sich Probleme, wie beispielsweise eine verringerte Haltbarkeit bzw. Lebensdauer und zunehmendes Durchbiegen bzw. Durchhängen, wodurch das Federniveau verringert und damit die Fahrzeughöhe und die Höhe der Stoßstangen erniedrigt wird/ was letztlich zu ernsten Sicherheitsproblemen führt.

Unter diesen Umständen besteht ein starkes Bedürfnis nach einem Federstahl mit hoher Beständigkeit gegen zunehmendes Durchbiegen bzw. Durchhängen - im folgenden Kriechwiderstand genannt - , der eine hohe mechanische Spannungsbelastung ermöglicht. Gleichzeitig besteht daneben jedoch das ernste Erfordernis für Tragfedern mit geringem Gewicht. Es ist demzufolge außerordentlich wünschenswert, einen Federstahl zu entwickeln, der einen höheren Kriechwiderstand aufweist als Federstähle gemäß SAE 9260.

Darüber hinaus ist es im Falle von dicken Schraubenfedern oder dicken Torsionsstäben aus Stählen mit einem Durchmesser von wenigstens 20 mm, oder im Falle von Blattfedern aus einem plattenförmigen Material mit einer Dicke von wenigstans 12 mm, welche für relativ große Fahrzeuge verwendet werden, schwierig, das Material während der Wärmebehandlung im Kernbereich zu härten, wobei der Kernbereich zur Ausbildung einer Bainit- oder Ferrit-Pearlit-Struktur neigt, die eine geringere Härte aufweist als eine Martensit-Struktur, und damit letztlich ein geringerer Kriechwiderstand die Folge ist.

Es ist daher wünschenswert, einen Stahl für Federn zur Verfügung zu stellen, der selbst in Form von dicken Schraubenfedern, Torsionsstäben oder Blattfedern in der Lage ist, eine sich bis in den Kern- oder Zentralbereich erstreckende Martensit-Struktur durch die Wärmebehandlung auszubilden und der somit eine gute Härtbarkeit ohne Verringerung des Kriechwiderstandes aufweist.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, einen Federstahl mit hohem Kriechwiderstand zur Verfügung zu stellen, bei dem nicht die Gefahr eines zunehmenden Durchhangs besteht.

Ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, einen solchen Federstahl zur Verfügung zu stellen, der neben dem hohen Kriechwiderstand eine gute Härtbarkeit aufweist, was in Abhängigkeit von der besonderen Verwendung.als Stahl für

30 eine Feder erforderlich sein kann.

Durch die vorliegende Erfindung wird ein Stahl für eine Fahrzeugaufhängefeder zur Verfügung gestellt, der gekennzeichnet ist durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% .Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und einem oder mehreren Elementen, ausgewählt

aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen und Verunreinigungen, die normalerweise mit diesen Metallen auftreten.

Die Erfindung stellt darüber hinaus einen Stahl zur Verfügung, der zusätzlich ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Bor und 0,20 bis 1,00 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff enthält.

Zum besseren Verständnis des Standes der Technik und der vorliegenden Erfindung wird die Erfindung nachfolgend unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen weiter erläutert.

In den Zeichnungen zeigen

Fig. 1 und 2 Diagramme zur Erläuterung des Zusammenhangs zwischen den Anlaßtemperaturen und· der Härte;

Fig. 3 ein Diagramm zur Erläuterung des Zusammenhangs zwischen den Austenitiisierungstemperaturen und den Austenit-Korngrößenzahlen;
25

Fig. 4 ein Diagramm zur Erläuterung der Jominy-Kurven; ■

Fig. 5 bis 10 Diagramme zur Erläuterung des Zusammenhangs zwischen der Härte und der Rest Schiebung; und 30

Fig. 11 ein Diagramm zur Erläuterung des Zusammenhangs zwischen den Abschrecktemperaturen und der Härte.

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl für eine Fahrzeugaufhängefeder mit hohem Kriechwiderstand. Bei dem Stahl handelt es sich um einen Stahl mit hohem Siliciumgehalt,

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dessen grundsätzliche Bestandteile .0,5 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium und 0,5 bis 1,50 Mangan umfassen und der darüber hinaus eines oder mehrere Elemente, ausgewählt unter Vanadium, Niob und Molybdän enthält. Darüber hinaus kann der erfindungsgemäße Stahl zusätzlich noch Bor und/oder Chrom, und Stickstoff enthalten.

Die Erhöhung des Kriechwiderstands des erfindungsgemäßen Stahl wird nachfolgend beschrieben.

Vanadin, Niob und Molybdän bilden im Stahl Carbide. Das Vanadiumcarbid, Niobcarbid und Molybdäncarbid (nachfolgend als "Legierungscarbid" bezeichnet) werden durch Erhitzen im Austenit während der Abschreckstufe gelöst, und wenn zur Abschreckung schnell abgekühlt wird, ist eine Martensit-Struktur erhältlich, in welcher diese Elemente übersättigt in einem festen Lösungszustand vorliegen. Beim Anlassen scheidet sich wieder feines Legierungscarbid aus, wodurch eine Versetzungsbewegung verhindert wird, und es findet eine zweite Härtung statt, wobei man eine verbesserte Härte erhält n& Vergleich zu Federstahl, der Vanadin, Niob und Molybdän nicht enthält,und einen erhöhten Kriechwiderstand.

Legierungscarbide, die bis zum Zeitpunkt der Abschreckung durch Erhitzen noch nicht im Austenit gelöst sind, dienen

weiterhin zum Vergüten der Austenit-Körner und zur Verhinderung der Kornvergröberung. Solche feinen Körner dienen zur Verringerung der Versetzungsbewegung und erhöhen somit den Kriechwiderstand.
30

Darüber hinaus hat der erfindungsgemäße Stahl neben einem, hohen Kriechwiderstand eine verbesserte thermische Erweichungsbeständigkeit und bietet demzufolge einen weiteren Temperaturbereich für das Anlassen als herkömmliche Stähle. Der erfindungsgemäße Stahl, der Niob und Vanadin enthält, unterliegt nämlich einer zweiten Härtung (Sekundärhärtung) durch die

Ausscheidung von Legierungscarbid während der Anlaßstufe, die sich an das Abschrecken anschließt, welches von der Austenitisierungstemperatur aus durchgeführt werden kann, die normalerweise für übliche Federstähle verwendet wird. Das bedeutet, daß es in den Fällen, in denen der gleiche Anlaßhärtebereich gewünscht wird, möglich ist, einen weiteren Temperaturbereich für die Härtung im Vergleich zu herkömmlichem Stahl zu erreichen, und daß es auch möglich ist, die gewünschte Härte auf sichere Weise zu erhalten.

Um dies zu verdeutlichen, wurden der unten erwähnte A2-Stahl, enthaltend 0,20 Gew.-% Vanadin, A6-Stahl, enthaltend 0,25 Gew.-% Vanadin und 0,22 Gew.-% Niob, A9-Stahl, enthaltend 0,23 Gew.-% Vanadin, 0,21 Gew.-% Niob und 0,22.Gew.-% Molybdän und B1-Stahl als SAE 9260 bei einer Temperatur von 300 bis 600°C angelassen und ihre Härte gemessen. Die dabei erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 1 zusammengestellt. Die gleiche Figur zeigt auch einen Härtebereich, entsprechend dem Federhärtebereich, von H_nC 44,5 bis 51,0, gemäß den Japanischen Automobil-Normen JASO C605 "Coil Springs for Automobile Suspension". Aus Fig. 1 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen Stähle, nämlich A2-Stahl, A6-Stahl und A9-Stahl, die eine geeignete Menge an Vanadin, Niob oder Molybdän enthalten, entsprechend ihrer Härte einen weiteren

25' Anlaßtemperaturbereich aufweisen als herkömmliche Stähle.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurden umfangreiche Forschungen durchgeführt, um auch bei den oben erwähnten dicken Federn einen zufriedenstellenden Kriechwiderstand zu erreichen, und es wurde festgestellt, daß ein Federstahl mit guter Härtbarkeit ohne nachteilige Beeinflussung des Kriechwiderstands erhalten werden kann, bei welchem selbst in Form" einer dicken Schraubenfeder, eines dicken Torsionsstabes oder einer dicken Blattfeder im Kernbereich durch die Wärmebehandlung eine Martensit-Struktur erhalten wird, wenn man einem Federstahl mit hohem Siliciumgehalt eine geeignete

Menge an Vanadin und/oder Niob zusetzt und darüber hinaus noch Bor und/oder Chrom und höchstens 0,0080 Gew.-% Stickstoff hinzufügt.

Nachfolgend wird die Verbesserung des Kriechwiderstands und der Härtbarkeit durch Bor näher erläutert.

Atomares Bor spielt bei der Härtbarkeit eine wirksame Rolle. Das atomare Bor ist auf Zwischengitterplätzen sitzend in den Kristallen gelöst und es besitzt die besondere Fähigkeit/ · in die Nachbarschaft der Versetzung einzudringen. Die so mittels Bor durchdrungene Versetzung ist kaum beweglich und dadurch wird ein zunehmendes Durchhängen bzw. Durchbiegen auf wirksame Weise verringert.

Um dies zu verdeutlichen und die Wirksamkeit des Bors zu erläutern/ wurden der unten erwähnte Ai0-Stahl, enthaltend 0/28 Gew.-% Vanadin und 0/0029 Gew.-% Bor, Ai1-Stahl, enthaltend 0,21 Gew.-% Vanadin, 0,09 Gew.-% Niob und 0/0021 Gew.-% Bor, und A14-Stahl, enthaltend ύ,?6 Gew.-% Vanadin, welches Stähle mit hoem Siliciumgehalt sind, und B3-Stahl, welcher ein zur Zeit zugänglicher Stahl mit hohem Siliciumgehalt ist, bei einer Temperatur von 300 bis 600⁰C angelassen und ihre Härte gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 dargestellt. Aus Fig. 2 ist ersichtlich, daß in Bezug auf den A10- und A11-Stahl, welche Vanadin, Niob und Bor enthalten, und in Bezug auf den A14-Stahl, der alleine Vanadin enthält, eine Spitze der Härtezunahme, der das Auftreten einer zweiten Härtung anzeigt, bei einer Anlaßtemperatur in der Nähe von 550⁰C beobachtet wird, selbst beim Abschrecken aus der gewöhnlichen Austenitisierungstemperatur. Daraus* ist ersichtlich, daß das Auftreten der zweiten Härtung durch die Zugabe von Bor nicht nachteilig beeinflußt wird, und es ist weiterhin ersichtlich, daß die Ausscheidungshärtung geeigneterweise bei einer Anlaßtemperatur erfolt, die gewöhnlich angewandt wird, um eine Härte in der Nähe des für gegenwärtig im Handel

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erhältliche Federstähle festgelegten Härtebereichs (d.h. H_RC 44,5 bis 51,0) zu erhalten.

Weiterhin zeigt Fig. 3 die Austenit-Korngrößen der oben genannten Stähle, die mittels eines Oxidationsverfahrens nach dem Erhitzen bei Austenitisierungstemperaturen von 850 bis 11OO°C gemessen wurden. Aus Fig. 3 ist ersichtlich, daß der AiO-Stahl und der A11-Stahl, welche Vanadin, Niob und Bor enthalten, eine Austenit-Korngröße aufweisen, die derjenigen des Ai4-Stahls, der nur Vanadin enthält, äquivalent ist. Dies zeigt, daß die Wirksamkeit des Legierungscarbids für die Verfeinerung der Kristallkörner und für die Verhinderung der Austenit-Kornvergröberung durch die Zugabe von Bor nicht nachteilig beeinflußt wird.

Weiterhin sind in Fig. 4 die Jominy-Kurven der oben genannten Stähle gezeigt. Aus Fig. 4 ist ersichtlich, daß der A10-Stahl und der A11-Stahl, die Bor enthalten, eine beträchtlich verbesserte Härtbarkeit aufweisen im Vergleich zu dem A14-

20 Stahl und dem B3-Stahl, welche kein Bor enthalten.

Wie bereits oben beschrieben, ist der erfindungsgemäße Stahl ein Stahl mit hohem Siliciumgehalt, der geeignete Mengen Vanadin, Niob und Bor enthält und somit einen Federstahl darstellt, der eine ausgezeichnete Härtbarkeit und hohen Kriechwiderstand aufweist, unter Ausnutzung der Wirksamkeit des Legierungscarbids bezüglich der zweiten Härtung bzw. Sekundärhärtung und der Verfeinerung der Kristallkörrier und unter Ausnutzung der Wirksamkeit von atomarem Bor hinsichtlich der Verbesserung der

30 Härtbarkeit und der Versetzungsfixierung.

> ■

Nachfolgend werden die Gründe beschrieben, weshalb die Berei-" ehe der einzelnen Komponenten des erfindungsgemäßen Stahls kritisch sind.
35

Die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls umfaßt 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-%

ι Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.~% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, Rest im wesentlichen Eisen und er kann darüber hinaus noch 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Bor und/oder 0,20 bis 1,0 Gew.-% Chrom und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff enthalten.

Der Grund für die Beschränkung des Kohlenstoffgehaltes auf 0,50 bis 0,80 Gew.-% liegt darin, daß eine Menge von weniger als 0,50 Gew.-% beim Abschrecken und Tempern keine ausreichende Festigkeit für einen Federstahl zur Anwendung unter hoher Belastung bzw. hoher Spannung ergibt, und ein Gehalt von mehr als 0,80 Gew.-% zu einem übereutektoidischen Stahl führt, der eine beträchtlich verringerte Zähigkeit aufweist.

Der Grund für die Beschränkung der Siliciummenge auf 1,50 bis 2,5 Gew.-% liegt darin, daß bei einem Gehalt von weniger als 1,50 Gew.-% das Silicium im Ferrit gelöst ist und damit keine ausreichende Wirksamkeit bei der Verfestigung der Matrix und der Verbesserung des Kriechwiderstandes ■ ergibt, und daß bei einem Gehalt von mehr als 2,5 Gew.-% die Wirksamkeit hinsichtlich der Verbesserung des Kriech'widerstandes erschöpft ist und die Möglichkeit einer unerwünschten Bildung von freiem Kohlenstoff durch die Wärmebehandlung besteht.

Der Grund für die Beschränkung des Mangangehaltes auf 0,50 bis 1,50 Gew.-% liegt darin, daß bei einer Menge von weniger als 0,50 Gew.-% keine ausreichende Festigkeit und keine ausreichende Härtbarkeit für einen Federstahl erzielbar ist, und bei einer Menge von mehr als 1,50 Gew.-% die Zähigkeit abzunehmen beginnt.

Sowohl Vanadin als auch Niob und Molybdän spielen hinsichtlich der Erhöhung des Kriechwiderstandes des erfindungsgemäßen Stahls eine Rolle.

Der Grund für die Beschränkung des Gehaltes an Vanadin, Niob und Molybdän auf . jeweils 0,05 bis 0,50 Gew.-% ist darin zu sehen, daß bei einem Gehalt von weniger als 0,05 Gew.-% die oben beschriebene Wirkung nicht ausreichend ist und bei einem Gehalt von mehr als 0,50 Gew.-% die Wirkung erschöpft ist und die Menge an in dem Austenit nicht gelöstem Legierungscarbid zunimmt und damit große Aggregate erzeugt werden, die als nicht-metallische Einschlüsse wirken und zu einer Abnahme der Ermüdungsfestigkeit des Stahls führen können. ·

Vanadin, Niob und Molybdän können jeweils alleine, unabhängig von den anderen beiden Elementen, oder sie können in Kombination von zwei oder drei eingesetzt werden, wobei es möglich' ist, ein bevorzugtes System zu bilden, bei welchem ihre Löslichkeit in dem Austenit bereits bei niedrigeren Temperaturen beginnt, als wenn Vanadin, Niob und Molybdän jeweils alleine verwendet werden, und die Ausscheidung von feinem Legierungscarbid während dem Anlassen erleichtert die zweite Härtung und verbessert damit weiter den Kriechwiderstand.

Der Grund für die Beschränkung des Borgehaltes auf 0,0005 bis 0,01 Gew.-% liegt darin, daß bei einer Menge von weniger als 0,0005 Gew.-% keine ausreichende Verbesserung hinsichtlich der Härtbarkeit und des Kriechwiderstandes erzielt wird, und bei einem Gehalt von mehr als 0,01 Gew.-% Borverbindungen ausfallen, die zu einer Heißsprödigkeit führen.

Der Grund für die Beschränkung des Chromgehaltes auf 0,20 bis 1,0 Gew.-% liegt darin, daß bei einem Gehalt von weniger als 0,20 Gew.-% keine ausreichende Härtbarkeit erzielt wird und bei einem Gehalt von mehr als 1,0 Gew.-% die Einheitlichkeit der Struktur in einem Stahl mit hohem Siliciumgehalt, wie das " im Rahmen der vorliegenden Erfindung der Fall ist, und damit der Kriechwiderstand ' nachteilig beeinflußt wird.

•j Der Grund für die Beschränkung des. Stickstoffgehaltes auf nicht mehr als 0,0080 Gew.-% dient der Verhinderung des Wirksamkeitsverlustes von Bor durch die Umsetzung des Bors mit Stickstoff, wodurch die effektive Menge an atomarem Bor ver-

5 ringert wird.

Die Merkmale und Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls werden in den nachfolgenden Beispielen im Vergleich zu herkömmlichen Stählen näher erläutert.

Beispiel

Die Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der Pro-

15 bestähle.

Tabelle 1

	Al	Chemische Zusammensetzung (Gew.r%)	C	Si	Mn	P	S	V	Nb	Mo	Al	N
20	Λ2	0_;6i	1,97	0,83	0,020	0,008	0,07'			0,030	0,011
	Λ3	0,58	2,14	0,84	0,025	0,009	0,20			0,024	0,012
	A4	0,60	1,95	0,80	0^018	0,008	0,33			0,033	0,011
	A5	0,58	2,10	0,86	0,026	0,010		0,19		0,022	0,012
	A6	0,59	2,12	0,85	0,025	0,009		•	0,21	0,025	0,011
25	A7	0,58	2,17	0,84	0,025	0,009	0,25	0,22		0,027	0,018
	A8	0,57	2,14	0,85	0,026	0,010	0,22		0,20	0,029	0,012
	A9	0,59	2,15	0,87	0,025	0,010		0,19	0,22	0,023	0,011
	ül	0,6l	1,98	0,80	0,017	0,008	0,23	0,21	0,22	0,033	0,012
	B2	0,59	2,17	0,86	0,025	0,010				0,018	0,012
30	0,59	1,97	0,81	0,020	0,009	•			0,036	0,013

In der Tabelle 1 sind die Stähle A1 bis A9 erfindungsgemäße Stähle und die Stähle B1 und B2 herkömmliche Stähle, d.h. SAE 9260.

Die Probestähle von Tabelle 1 wurden gegossen und einem Warmwalzen unterzogen bei einem Walzverhältnis von wenigstens 50 und dann abgeschreckt und bei ausreichenden Temperaturen an-

2
gelassen, um eine Zugfestigkeit von etwa 1765 N/mm (180 kp/

2
nun ) zu ergeben. Die dabei jeweils erhaltenen Werte für

die 0/2 %-Dehngrenze, Dehnung, Einschnürung, Kerbschlagzähigkeit und Torsionsfestigkeit sind in Tabelle 2 zusammengestellt.

Die Zugfestigkeit, die 0,2 %-Dehngrenze, die Dehnung und die Einschnürung wurden unter den in der Norm ASTM A370 angegebenen Bedingungen mit einem runden Normalprüfkörper von 12,5
mm Dicke und 50,8 mm Länge gemessen. Der Schlagversuch wurde durchgeführt unter Verwendung von Proben 10 mm χ 10 mm und einer 2 miri tiefen U-Kerbe, die gegenüber den Proben des

Typs A, wie sie in ASTM A370 definiert sind, modifiziert waren. Die Torsionsfestigkeit wurde mit Prüfkörpern gemessen, die
einen Durchmesser von 9 mm in den parallelen Bereichen aufwiesen.

Tabelle 2

Zugfestigkeit 0,2 % Dehngrenze N./mm² (.kp./nm²)

N/icm² Ckp-./irm²) Dehnung Einschnürung Kerbschlagzähigkeit % %

Torsionsfestigkeit

2	21 ,6	2 (.kpu/cm )	N /ran²	(kp./raa
2 6,5	(2,2)	1422	. (145)
24,5	(2,7)	1422	(145)
28,4	(2,5)	T.442	(147)
24,5	(2,9)	1451	(148)
22,6	(2,5)	1442~	(147)
25,5	(2,3)	147.1	(150)
23,5	(2,6)	1471	(150)
1.9/6	(2,4)	1451	(148)
22,6	(2/0)	1471	(150)
23/5	(2,3)	141.2	(144)
(2,4)	1412	(144)

AL	1775	(181)	1697	(173)	13
A2	il765	(180)	1697	(173)	11
A3	1775	(181)	1697	(173)	12
A4	1775	(181)	1697	(173)	15
A5	1785	(182)	17.06	(174)	12
A6	17.65	(180)	1716	(175)	12
A7	1775	(181)	1726	(176)	12
A8	1834	(187)	1716	(175)	14
A9	1785	(182)	1726	(176)	11
•B1	Ί745	(178)	1648	(168)	13
B2	1745	(178)	1628	(166)	*2

36 39 33 42 32 29 33 33 30 41 36

fr Λ *

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Aus Tabelle 2 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen Stähle A1 bis A9, gleichgültig, ob Vanadin, Niob und Molybdän einzeln 'oder zusammen in Kombination eingesetzt werden, äquivalente oder bessere Werte als die herkömmlichen Stähle B1 und B2 zeigen, und im.Hinblick auf die erfindungsgemäßen Stähle kein wesentlicher Unterschied zwischen den jeweiligen Prüfkörpern feststellbar ist.

Unter Verwendung der oben beschriebenen Stahlproben als Basismaterial wurden Schraubenfedern mit den- in Tabelle 3 angegebenen Eigenschaften hergestellt und einer Abschreckungs- und Anlaßbehandlung unterzogen, um die endgültige Härte auf einen Wert von H_nC- 45 bis 55 zu bringen. Dann wurden sie einer bleibenden Vorbelastung unterzogen, um die Schubspannung der Stäbe auf

—j 2 2

einen Wert von TT= 1228 N/nun (115 kp /mm ) zu bringen und dabei Prüfkörper für die Kriechtests zu erhalten. Diese Prüfkörper wurden dann unter eine ausreichende Belastung gestellt, um eine Schubspannung der Stäbe von ¹X= 1030 N /ram (105 kp/mm ) bei einer konstanten Temperatur von 20°C zu erhalten, und nach einer Dauer von 96 Stunden (nachfolgend als "Langzeitbelastung" bezeichnet) wurde die Restschiebung''der Schraubenfedern gemessen.

Tabelle 3

Eigenschaften der Schraübenfedern

Stabdurchmesser (mm)	13,5
Stablänge (mm)	2 470
mittlerer'Sehraüben-
durchmesser (mm)	120
Anzahl der Windungen	•6,75
Effektive Anzahl der Windungen	4,75
Federkonstante N/ mm)	39,7
(Spring rate ( kp/mm))	. (4,05)

Darüber hinaus ist der der Härte entsprechende Kriechwiderstand der oben erwähnten Prüfkörper in den Figuren 5 bis 8 dargestellt. Aus den Figuren 5 bis 8 ist ersichtlich, daß sowohl die erfindungsgemäßen Stähle A1 bis A5₇ welche Vanadin, Niob und Molybdän jeweils alleine enthielten, als auch die erfindungsgemäßen Stähle A6 bis A9, welche Vanadin, Niob und Molybdän in Kombination enthielten, einen höheren Kriechwiderr; stand aufweisen, als der herkömmliche B1-Stahl. Von den erfindungsgemäßen Stählen haben diejenigen Stähle, die Vanadin, Niob und Molybdän in Kombination enthalten, einen höheren Kriechwiderstand als diejenigen Stähle, die Vanadin, Niob oder Molybdän jeweils alleine enthalten.

Um das Kriechverhalten zu bestimmen, wurde die Last P.., welche zum Zusammenpressen der Schraubenfedern auf eine vorbestimmte Höhe vor der oben erwähnten Langzeitbelastung erforderlich war, und die Last P₂, die zum Zusammenpressen der Schraubenfedern auf die gleiche Höhe nach der Langzeitbelastung erforderlich war, gemessen und das Nachgeben der Federn, d.h. das Kriechen, wurde dann berechnet durch Einsetzen der Differenz P = P₁ - P- in die nachfolgend angegebene Gleichung, wobei das Kriechen in Einheiten der Schubverformung erhalten und als "Restschiebung" bezeichnet wurde:

G: Schubmodul (N/mm ) D: mittlerer"Schraubendurchmesser (mm) d: Stabdurchmesser (mm)

K: Wahl¹scher Koeffizient (ein Koeffizient, der von

der Form, bzw. Gestalt der Spiralfeder abhängig ist)

Für die Ermüdungstests wurden aus den Stählen A1 bis A9 und B1 hergestellte Schraubenfederstäbe mit den gleichen oben beschriebenen Eigenschaften wiederholt einer Belastung ausgesetzt, die einer Schubspannung von 98 bis 1079 N/mm² (10 bis 110 kp/mm²) entsprach. Auch nach 200 000-facher wiederholter Belastung konnte bei keiner der Federn ein Bruch festgestellt werden.

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Beispiel 2

Die Tabelle 4 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der in diesem Beispiel verwendeten Probestähle.

Tabelle 4

	Chemische Zusammensetzuna (Gew.-%)	C	Si "	Mn	V	Nb	B	Cr	N
AlO	0,6l	2,il	0,87-	0,28		0,0029	0,12	0,0061
All	0,59	2,07	0,86	0,21	0,09	0,0021	0,11	0,0056
A12	0,58	2,09	O_;84	0,25			0,49	0,0074
A13	0,58	2,12	0,85	0,25	0,10		0,50	0,0069
A14	0,57	2,04	0,87	0,26			0,11	0,0125
Al 5	0,59	2,11	0,85	0,19	0,11		0,11	0,0132
B3	0,59	2,11	0,86				0,13	0,0128

In der Tabelle 4 sind die Stähle A10 bis A13 erfindungsgemäße Stähle, die Stahle A14 und A15 Vergleichsstähle aus einem Stahl mit hohem Siliciumgehalt und einem Gehalt an Vanadin und Niob, während B3 ein herkömmlicher Stahl ist, d.h. SAE 9260.

Die Probestähle von Tabelle 4 wurden gegossen, einem Warmwalzen bei einem Walzverhältnis von wenigstens 50 unterzogen und dann wärmebehandelt, um die Anlaßhärte - auf einen Wert von H_RC 48 zu bringen. Die dabei jeweils erhaltenen Werte für die Zugfestigkeit, 0,2 %-Dehngrenze, Dehnung, Einschnürung, Kerbschlagzähigkeit und Torsionsfestigkeit sind in Tabelle 5 zusammengestellt. Die Zugfestigkeit, die 0,2 %-Dehngrenze, die Dehnung und die Einschnürung wurden unter den in der Norm ASTM A370 angegebenen Bedingungen mit einem runden Normalprüfkörper von 12,5 mm Dicke und 50,8 mm Länge gemessen. Der Schlagversuch wurde durchgeführt unter Verwendung von Proben 10 mm χ 10 mm und einer 2 mm tiefen U-Kerbe, die gegenüber den Proben des Typs A, wie sie in ASTM A370 definiert sind, modifiziert waren. Die Torsionsfestigkeit wurde an Prüfkörpern mit einem Durchmesser von 9 mm an den parallelen Bereichen gemessen.

Tabelle 5

	Zugfestigkeit N/mm² (kp/mti²)	(165)	0,2 %-Dehngrenze N/irm² (kp/irni²)	(156)	Dehnung	Einschnürung %	Kerbschlagzähigkeit 2 2 N «m/cm (kpm/cm )	(3,0)	CO CD Torsionsfestigkeit ^q 2 ο i N ./mm ( kp./mm )	(140)
A10	1618	(166)	1530	(157)	13	37	29,4	(3,0)	1373	(139)
A11	1628	(164)	1540	(154)	12	36	29,4	(3,2)	1363	(140)
A12 .	1608	(165)	T510	(158)	15	39	31 ,4	(3,1)	1373	(141)
A13	1618	(166)	154 9	(157)	13	36	30,4	(3,1)	1383	(141)
A14	1628	(164)	1540	(157)	12	35	30,4	(3,0)	1383	(140) ,
A15	1608	(165)	1540	(153)	14	36	29,4	(3,3)	1373	(139) -
B3	1618	1500	15	40	32,4	1363

31309U

Aus Tabelle 5 ist ersichtlich, daß die Bor und Chrom enthaltenden erfindungsgemäßen Stähle A10 bis A13 äquivalente mechanische Eigenschaften aufweisen wie die Vergleichsstähle A14 und A15, die Vanadin und Niob enthalten, und daß sie eine 0,2 %- Dehngrenze aufweisen, die besser ist als diejenige des herkömmlichen B3-Stahls.

Unter Verwendung der oben beschriebenen Probestähle als Basismaterial wurden Torsionsstäbe, bzw. Drehstäbe hergestellt, die die in Tabelle 6 angegebenen Eigenschaften und einen Durchmesser von 30 mm in den parallelen Bereichen aufwiesen. Sie wurden abgeschreckt und angelassen, um die endgültige Härte auf einen Wert von H_RC 45 bis 55 zu bringen und anschließend wurden sie einer Stahlsandblasbehandlung unterzogen. Man erhielt dabei die Prüfkörper für die Kriechtests. Vor dem Kriechtest wurde auf beide Enden der Prüfkörper ein Drehmoment ausge-

2 2

übt, um eine Schubspannung von *£= 10-78 N-m/mm (110 kp/mm ) hinsichtlich der Oberfläche der parallelen Bereiche der Prüfkörper zu erreichen, wodurch eine Vorverformung" ' . . erzielt wurde. Danach wurden die ' -

Prüfkörper einem Drehmoment ausgesetzt, um eine Schubspannung

2 2

von *ζ= 981 N/mm (100 kp/mm ) zu erzeugen, und die Prüfkörper wurden in diesem Zustand 96 Stunden gehalten. Anschliessend wurde die .Restschiebung mit Hilfe der Gleichung ^Y _R = A^'ä/2jt, die auf der Abnahme des Torsionswinkels basiert, berechnet, wobei Yj, die Restschiebung, ΔΘ die Abnahme (rad) des Torsionswinkels ü. d der Durchmesser des Stabes in mm bedeuten.

Tabelle 6

Eigenschaften der Torsionsstäbe

A10 - A15, B3

Stabdurchmesser Effektive Stablänge Federkonstante (Spring rate)

• 30,0. mm 840 mm

124/77· kN -mm/Grad (12 723 kp" -mm/deg; )

31309H

Die der Härte der oben beschriebenen Prüfkörper entsprechende Restschiebung ist in den Figuren 9 und 10 dargestellt. Aus diesen Figuren ist ersichtlich, daß die Prüfkörper, die einen Durchmesser von 30 mm an den parallelen Bereichen aufwiesen und aus den erfindungsgemäßen Stählen A10 bis A13, die Bor enthielten, hergestellt worden waren, bezüglich der Restschiebung beträchtlich besser sind als der herkömmliche B3-Stahl, und daß sie auch bessere Werte ergeben als der Vergleichsstahl A14. Es wird angenommen, daß dies auf den Einbau von Bor zurückzuführen ist, wodurch es möglich wurde, bei der Abschreckung bis zum Kern eine vollständig gehärtete Martensit-Struktur ohne nachteilige Beeinflussung des Kriechwiderstands " zu erreichen, selbst wenn ein ^:Torsionsstäb'init einem Durchmesser von 30 mm verwendet wurde, wobei das Bor auf Kristallzwischengitterplätze in die Nähe der Versetzungen wanderte' und dabei die Versetzungsbewegung verhinderte und damit schließlich das Krie- · chen wirksam verringerte.

Für die Ermüdungstests wurden weiterhin die aus den erfindungsgemäßen Stählen A1O bis A13 und den Vergleichsstählen A14 und A15 hergestellten, oben beschriebenen Torsionsstäbe wiederholt- unter Belastung gestellt, um eine Schubspannung von 588" + 490 N/

2 2

mm (60 + 50 kp"/mm ) zu erzeugen. Auch bei 200 000-fachem Lastspiel " konnte kein Bruch bei einem der Torsionsstäbe festgestellt werden und es konnte dadurch bestätigt werden, daß durch die Zugabe von Bor kein nachteiliger Einfluß auf die Ermüdungszeit ausgeübt wird.

Wie bereits oben beschrieben umfaßt der erfindungsgemäße Stahl einen herkömmlichen Stahl mit hohem Siliciumgehalt, der geeignete Mengen Vanadin und Niob, entweder alleine oder in Kombination, und darüber hinaus entweder Bor oder Chrom oder beides und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff'enthält, wodurch die Härtbarkeit und der Kriechwiderstand von herkömmlichem Federstahl mit hohem Siliciumgehalt beträchtlich verbessert wird. Gleichzeitig ist der erfindungsgemäße Stahl hinsichtlich der für Federstähle erforderlichen Ermüdungsfestigkeit und Zähigkeit ebensogut wie herkömmliche Stähle,

31309U

und er eignet sich außerordentlich gut für praktische Anwendungszwecke, insbesondere als ein Stahl für Fahrζeugäufhängefedern.

Nachfolgend wird eine schnelle Hochtemperaturerhitzungsbehandlung erläutert, die den Kriechwiderstand des erfindungsgemäßen Stahls weiter erhöht.

Die Fig. 11 zeigt die Härte der oben genannten Stähle, die

. Austenitisierungstemperaturen in einem

Bereich von 850 bis 1100⁰C ausgesetzt und bei 55O°C angelassen wurden. Aus Fig. 11 ist ersichtlich, daß bei den Stählen A10, A11 und A14, außer dem Stahl B3, die Härte mit zunehmender Austenitisierungstemperatur zunimmt. Dies zeigt, daß die in der Austenitphase gelöste Menge an Legierungscarbid mit zunehmender Austenitisierungstemperatur zunimmt und dabei die zweite Härtung beträchtlich erleichtert wird.

Dadurch, daß man die Erhitzungstemperatur für die Austenitisierung auf ein höheres Niveau von 900 bis 120OTc. verglichen mit' dem herkömmlichen Verfahren bringt., ist es möglich, die in dem Austenit. gelöste Menge an Vanadin-, Niob- und Molybdän-' carbid zu erhöhen. Demzufolge wird es dadurch möglich, die Ausscheidung von feinen Carbiden beim" * anschließenden A.nla,ssen..~ zu vergrößern und dabei die zweite Härtung weiter zu erleichtern, wodurch es möglich ist, den Kriechwiderstand " weiter zu erhöhen.

Wenn die Erhitzung jedoch bei einer Temperatur von 900 bis 1200⁰C während eines längeren Zeitraumes mit einem her- · kömmlichen Verfahren, wie beispielsweise mit einem Schweröl, durchgeführt wird, treten nachteilige Auswirkungen auf, beispielsweise erfolgt auf der Stahloberfläche eine Entkohlung,

die Oberfläche wird rauh, die Ermüdungsdauer verkürzt und die Austenit-Körner werden vergröbert.

Im Hinblick auf diese Erscheinungen wurden im Rahmen der vorliegenden Erfindung zahlreiche Untersuchungen vorgenommen, und es wurde festgestellt, daß es durch schnelles Erhitzen der

Stahlmaterialien auf eine Temperatur von 900 bis 12OO°C bei der Austenitisierung möglich ist, große Mengen an Vanadin-, Niob- und Molybdäncarbid in dem Austenit zu lösen, ohne daß eine Entkohlung und Aufrauhung der Oberfläche stattfinden, wobei die Stahlmaterialien während einer vorherbestimmten Zeitspanne bei dieser Temperatur gehalten, anschließend abgeschreckt und dann bei einer Temperatur von 400 bis 580⁰C angelassen werden, wodurch es möglich ist, feine Carbide in größerer Menge auszufällen, um die zweite Härtung zu erleichtern und damit den Kriechwiderstand ^zu verbessern.

Nachfolgend werden die Gründe für Beschränkungen bei der schnellen Hochtemperaturerhxtzung erläutert.

Der Grund für die Beschränkung der Erhitzungstemperatur für die Austenitisierung auf 900 bis 1200°C liegt darin, daß es bei niedrigeren Temperaturen als 900⁰C unmöglich ist, Vanadin, Niob und Molybdän ausreichend in dem Austenit aufzulösen, insbesondere, wenn sie alleine eingesetzt werden, und bei Temperaturen oberhalb 1200⁰C eine Entkohlung oder Aufrauhung der Oberfläche der Stahlmaterialien erfolgen kann.

Weiterhin liegt der Grund für die schnelle Durchführung der Erhitzung darin, daß bei einer Erhitzungsgeschwindigkeit von weniger als 500°C/Minute die Erhitzungszeit bei der hohen Temperatur lang sein'muß und damit nachteilige Auswirkungen, auftreten, wie beispielsweise Entkohlung an der Oberfläche der Stahlmaterialien, Oberflächenaufrauhung, Abnahme der Ermüdungsdauer und Vergröberung der Austenit-Körner.

Um die schnelle Erhitzung bei einer Geschwindigkeit von wenigstens 500°C/Minute durchzuführen, wird vorzugsweise eine Hochfrequenz induktionsheizvorrichtung oder eine Gleichstromheizvorrichtung verwendet.

Weiterhin liegt der Grund für die Beschränkung der Anlaßtemperatur auf 400 bis 580⁰C darin, daß während des Anlassens in dem Austenit gelöste Vanadin-, Niob- und Molybdäncarbide

in Form feiner Legierungscarbide ausscheiden und dabei eine zweite Härtung stattfindet, wobei selbst in dem Fall, in dem die Temperung bei einer so hohen Temperatur wie 580⁰C durchgeführt wird, die Abnahme der Härte geringer ist als bei herkömmlichen Stählen und es darüber hinaus möglich ist,·eine Härte von wenigstens H_RC 44,5 zu erreichen.

Dies wird in den nachfolgenden Beispielen näher erläutert.

Beispiel 3

Als Probematerialien wurden die in den Tabellen 1 und 4 genannten erfindungsgemäßen Stähle A2, A4, A6, A1O und A11 und der in Tabelle 1 genannte herkömmliche Stahl B1, der im wesentlichen aus SAE 9260 bestand, verwendet.

Die Probestähle wurden gegossen, bei einem Walzverhältnis von wenigstens 50 warm gewalzt und dann bei einer Erhitzungsgeschwindigkeit von 1000°C/Minute oder 5000°C/Minute auf 95O°C, 1O5O°C und 1150°C schnell erhitzt, abgeschreckt und schließlich angelassen, wobei eine Härte von etwa HC 48 erhalten wurde.

Pas Kriechverhalten (d.h. die Re st Schiebung) , die Entkohlung und die Austenitkorngroßen, die dabei erreicht wurden, sind in Tabelle 7 zusammengestellt.

Das Kriechen wurde auf die gleiche Weise wie in den Beispielen 1 und 2 unter Verwendung von Schraubenfedern mit einem Durchmesser von 13,5 mm und Torsionsstäben mit einem Durchmesser von 30 mm gemessen.

Die Entkohlung würde gemäß JIS G 0558 (SAE J 419). und die Austenitkomgröße mittels des Abschreck- und Temperverfahrens (Gh) gemäß JIS G Ö551 (ASTM E 112) gemessen.

	Probematerialien Stabdurchmesser mm	Tabelle 7	Austenitisie- rungstempera- tur ⁰C	Anlaß- ; tempera- tur ⁰C	Restschiebung (10⁴)	Entkohlung nun	Austenit- korngrößen	313	ι
	A2 Schraubenfeder, 13,5	Erhitzungs- geschwindig- keit °C/Min.	950	475	. 3,2	0,04	11,3	0914	to ^J
Schnelle	Il Il	1000	1050	480 ■	2,8-	0,07	10,8		I
; Hochterpe- .raturer- hitzung	A4 "	5000	1050	460	3,8	__ °'⁰⁶ J	11,8		ί β 3 > Λ * • ' i*
	A4	1000	1150	470	3,5	0,09	11 ,0
	A6	5000	950	460	■ 3,0	0,02	11,5
	Il Il	1000	1050	480	2,3	0,04	10,8
	A10 Törsionsstab 30	5000	1050	480	2,9	0,04	10,6
	A11	1000	1050	480	2,7	0,06	11,0
herkömm	B1 Schraubenfeder, 13,5	1000	880	450	4,5	0,14	9,2
liches Verfahren	Il Il	50	950 1000	450 450	4,2 4,3	0,35 0,42	__ ⁸'⁵ 7,8
	Il Il	50 50

Aus Tabelle 7 ist ersichtlich, daß die .Restverschiebung der Schraubenfedern mit einem Durchmesser von 13,5 mm, die unter Anwendung der schnellen Hochtemperaturerhitzung hergestellt worden sind, 2,3 bis 3,8 χ 10 beträgt, während sie bei 'Schraubenfedern, die unter Anwendung herkömmlicher Erhitzungsbedingungen hergestellt worden sind, 4,2 bis 4,5 χ 1O~ beträgt. Die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren erzielten Werte sind wesentlich besser als die bei dem herkömmlichen Verfahren erzielbaren entsprechenden Werte.

In ähnlicher Weise beträgt die Restverschiebung von Torsionsstäben mi-

-4 einem Durchmesser von 30 mm 2,7 bis 2,9 χ 10 , d.h. es wurden hervorragende " Werte erzielt, die mit denjenigen der oben erwähnten Schraubenfedern vergleichbar sind.

Die vorhergehenden Überlegungen zeigen, daß aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellte und einer erfindungsgemäßen schnellen Hochtemperaturerhitzung unterzogene Federn einen höheren Kriechwiders land aufweisen.

Durch Anwendung der schnellen Hochtemperaturerhitzung auf die oben genannten erfindungsgemäßen Stähle ist es möglich, eine große Menge an Vanadin- und Niobcarbiden in dem Austenit zu lösen und in der nachfolgenden Anlaß stufe eine große Menge an feinen Carbiden auszufällen, wodurch die zweite Härtung erleichtert und dabei der Kriechwiderstand - erhöht wird.

Wenn die Erhitzungsgeschwindigkeit bei der schnellen Hochtemperaturerhitzung 1000°C/Min. oder 5000°C/Min. beträgt, selbst wenn die Erhitzung auf so hohe Temperaturen wie 950 bis 1150⁰C erfolgt, ist es möglich, die Entkohlung auf einen Betrag von 0,002 bis 0,09 mm herabzudrücken, verglichen mit 0,14 bis 0,42 mm gemäß dem herkömmlichen Verfahren.

Bei Anwendung des schnellen Hochtemperaturerhitzungsverfahrens auf den erfindungsgemäßen Stahl, bei Erhitzung auf so hohe Temperaturen wie 950 bis 1150°C ist es möglich, eine Austenit-Korngröße einer Feinheit von 10,6 bis 11,5 zu erhalten, verglichen mit einer Feinheit von 7,8 bis 9,2 gemäß den herkömm-

lichen Verfahren, und dadurch wird eine Austenit-Kornvergröberung wirksam verhindert.

Aus den oben beschriebenen Ergebnissen ist ersichtlich, daß bei Anwendung der schnellen Hochtemperaturerhitzung auf erfindungsgemäßen Stahl, selbst wenn auf eine so hohe Temperatur wie beispielsweise. 115O°C erhitzt wird, das Entkohlungsausmaß geringer und die arzielbare Austenit-Korngröße feiner ist als bei den herkömmliehen Verfahren. Darüber hinaus würde im Hinblick auf die Ermüdungseigenschaften sichergestellt, daß bei keinem der Probematerialien nach 200 000-facher wiederholter Belastung gemäß dem in den Beispielen 1 und 2 beschriebenen Ermüdungstest ein Bruch auftritt.

Claims

BLUMBACH · WESER . ΒΕΙ-2ί3Ε1Μ 1.KRAMSTR- * ' jua ' ZWIRNER · HOFFMANN PATENTANWÄLTE IN MÜNCHEN UND WIESBADEN Patenlconsult Radedcestraße 43 8000 München 60 Telefon (089)883603/883604 Telex 05-212313 Telegramme Patentconsult Patentconsult Sonnenberger Straße"43 6200 Wiesbaden Telefon (06121) 562943/561998 Telex 04-186237 Telegramme Patentconsult AICHI STEEL WORKS, LTD. 81/8754 und RK/vW/sa •CHUO HATSUJO KABUSHIKI KAISHA Japan Stahl für Fahrzeugaufhängefedern mit hoher Beständigkeit gegen zunehmendes Durchbiegen bzw. Durchhängen Patentansprüche

1. Stahl für Fahrzeugaufhängefedern mit hoher Beständigkeit gegen zunehmendes Durchbiegen bzw. Durchhängen, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% SiIicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen .

2. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis

München: R. Kremer Dlpl.-Ing. · W. Weser Dlpl.-Phys. Dr. rer. nat. · E. Hoffmann Dlpl.-Ing. Wiesbaden: P.3. Blumbach Dfpl.-Ing. . P. Bergen Prof. Dr. Jur.Dipl.-Ing., Pat.-Ass., Pat.-Anw.bis 1979 · G. Zwirner Dipl.-Ing. Dlpl.-W.-Ing.

2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan und

einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, •5 Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

3. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet, durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

4. Stahl nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

5. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet

durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew..-%* Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

6. Stahl nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

7. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

8. Stahl nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan und, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen zu-

5 sammen mit Verunreinigungen.

9. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan und wenigstens zwei Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

10. Stahl nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan und wenigstens zwei Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,25 Gew.-% Molybdän, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

11. Stahl für Fahrzeugaufhängefedern mit hoher Beständigkeit gegen zunehmendes Durchbiegen bzw. Durch-

25 hängen, gekennzeichnet durch

einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan, und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Bor und 0,20 bis 1,00 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

* U « V. ■ ff-*

•J

12. Stahl nach Anspruch 11, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis- 1,00 Gew.-% Mangan, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,05 bis 0,50 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,50 Gew.-% Niob und 0,05 bis 0,50 Gew.-% Molybdän, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Bor und 0,20 bis 1,00 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

13. Stahl nach Anspruch 11, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,005 Gew.-% Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff,

20 Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

14. Stahl nach Anspruch 12, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,005 Gew.-% Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

15. Stahl nach Anspruch 11, gekenn z-eichnet durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob, einem oder "mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus

130914

0,0005 bis 0,005 Gew.-% Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

16. Stahl nach Anspruch 12, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0;005 Gew.-% Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

17. Stahl nach Anspruch 11, gekennzeichnet

durch einen Gehalt an 0,50 bis 0,80 Gew.-% Kohlenstoff, 1,50 bis 2,50 Gew.-% Silicium, 0,50 bis 1,50 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Niob, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,005 Gew.-% Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Ver-. unreinigungen.

18. Stahl nach Anspruch 12, gekennzeichnet

durch einen Gehalt an 0,55 bis 0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 1,80 bis 2,20 Gew.-% Silicium, 0,70 bis 1,00 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Vanadin, 0,05 bis 0,25 GeWo-% Niob, einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,0005 bis 0,005 Gew.-% .

Bor und 0,20 bis 0,50 Gew.-% Chrom, und nicht mehr als 0,0080 Gew.-% Stickstoff, Rest Eisen zusammen mit Verunreinigungen.

19. Verwendung des Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 18 zur Herstellung von Fahrzeugaufhängefedern.