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Technisches Gebiet
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Die
Erfindung betrifft eine hochfeste Feder, die aus einem Stahldraht
hergestellt ist, der kaltgewickelt ist und hohe Festigkeit sowie
hohe Zähigkeit
hat.
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Hintergrund der Technik
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Als
Folge zunehmender Gewichtssenkung und hoher Leistung von Kraftfahrzeugen
wurden Federn immer fester, und ein hochfester Stahl mit einer Zugfestigkeit über 1500
MPa nach Wärmebehandlung
wurde auf Federn angewendet. In den letzten Jahren wurde auch ein
Stahldraht mit einer Zugfestigkeit über 1900 MPa gefordert. Damit
bezweckt man, eine Materialhärte
zu gewährleisten,
die bei Verwendung des Materials als Feder keine Probleme verursacht,
obwohl das Material durch Erwärmung
beim Spannungsarmglühen,
Aufsticken u. ä.
in gewissem Maß enthärtet, wenn
eine Feder hergestellt wird.
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Als
Weg zur Gewährleistung
eines solchen Materials offenbart die
JP-A-S57-32353 ein Verfahren
zur Erzeugung feiner Carbide, die sich beim Abschrecken lösen und
beim Anlassen ausscheiden, indem solche Elemente wie V, Nb, Mo usw.
zugegeben werden, wodurch die Versetzungsbewegung gesteuert und
somit die Setzungsbeständigkeit
verbessert wird.
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Weiterhin
gibt es als Verfahren zur Herstellung einer Stahlschraubenfeder
das Warmwickelverfahren, bei dem ein Stahl auf eine Austenitbereichstemperatur
erwärmt,
gewickelt und dann abgeschreckt und angelassen (vergütet) wird,
und das Kaltwickelverfahren, bei dem ein hochfester Stahldraht,
der durch vorab erfolgendes Vergüten
eines Stahls hergestellt ist, in kaltem Zustand gewickelt wird.
Da beim Kaltwickelver fahren eine Ölanlaßbehandlung, Hochfrequenzbehandlung
o. ä. verwendet
werden kann, bei der sich schnelle Erwärmung und Abkühlung beim
Herstellen eines Stahldrahts nutzen lassen, ist es möglich, die
vor dem Härten
vorhandene Austenitkorngröße eines
Federmaterials zu verringern, wodurch sich eine Feder mit ausgezeichneter Bruchfestigkeit
herstellen läßt. Ferner
hat das Verfahren den Vorteil, die Ausrüstungskosten für einen
Federhersteller zu senken, da eine solche Anlage wie ein Wärmeofen
in einer Federproduktionslinie vereinfacht werden kann, weshalb
sich in den letzten Jahren ein verstärkter Übergang zum Federkaltwickeln
vollzog.
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Steigt
aber die Festigkeit eines Stahldrahts für eine kaltgewickelte Feder,
geschieht es oft, daß der Stahldraht
beim Kaltwickeln bricht und nicht in Federform gebracht werden kann.
Daher gab es keine andere Möglichkeit,
als einen Stahldraht durch ein Verfahren zu wickeln, das nicht gleichzeitig
für Festigkeit
und Umformbarkeit sorgen kann und gewerblich nachteilig erscheint.
Gewöhnlich
wird bei einer Ventilfeder ein Stahldraht nach in der Fertigungslinie
erfolgendem Abschrecken und Anlassen, d. h. Ölanlassen, gewickelt. Beispielsweise
wird in der
JP-A-H05-179348 ein
Draht mit einer Temperatur erwärmt
und gewickelt, bei der der Draht beim Wickeln leicht umgewandelt
wird, um Bruch beim Wickeln so zu verhindern, daß der Draht auf eine Temperatur
von 900 bis 1050°C
erwärmt
und gewickelt wird, wonach er bei einer Temperatur von 425 bis 550°C angelassen
und dann der Draht einer Auslagerungsbehandlung nach Wickeln unterzogen
wird, um hohe Festigkeit zu gewährleisten.
Eine solche Erwärmung
beim Wickeln und das Auslagern nach Wickeln bewirken eine Streuung
von Federabmessungen nach Wärmebehandlung
oder eine radikale Beeinträchtigung des
Behandlungswirkungsgrads, weshalb eine durch dieses Verfahren hergestellte
Feder einer kaltgewickelten Feder sowohl in Kosten als auch in Maßgenauigkeit
unterlegen ist.
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Hinsichtlich
der Korngröße von Carbiden
ist eine Erfindung, die durch Untersuchung der mittleren Korngröße von V- oder Nb-Systemcarbiden
zustande kam, z. B. in der
JP-A-H10-251804 offenbart,
und die Erfindung zeigt, daß sich
mit ausschließlicher
Steuerung der mittleren Korngröße von V-
oder Nb-Carbiden keine ausreichende Festigkeit und Zähigkeit
erhalten lassen. Außerdem
wird bei dieser bekannten Technik auf eine Befürchtung verwiesen, daß eine anomale
Struktur auftritt, die durch Kühlwasser
beim Walzen verursacht wird, weshalb man empfiehlt, im wesentlichen
trocken zu walzen. Aus dieser Beschreibung ist anzunehmen, daß die Technik
eine gewerblich instabile Umformung beinhaltet und sich offenbar
von gewöhnlichem
Walzen unterscheidet, und aus ihr geht hervor, daß trotz
Steuerung der mittleren Korngröße Probleme
beim Walzen auftreten, wenn es zu Ungleichmäßigkeit einer nahegelegenen
Matrixstruktur kommt.
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Die
JP-A-5331597 offenbart
eine hochdauerfeste Schraubenfeder, die durch Patentieren eines
Stabdrahts, Drahtziehen, Abschrecken, Anlassen und Federformen hergestellt
ist. Der Stahl enthält
0,5 bis 0,8% C, 1,2 bis 2,5% Si, 0,4 bis 0,8% Mn, 0,7 bis 1,0% Cr,
0,005 bis 0,030% N, zwei oder drei Komponenten aus 0,1 bis 0,6%
V, 0,005 bis 0,50% Mo und 0,05 bis 0,50% W sowie als Rest Eisen
und Verunreinigungen und besitzt eine gute Dauer- und Kriechverformungsbeständigkeit.
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Offenbarung der Erfindung
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Der
Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Feder bereitzustellen,
die aus einem Stahldraht mit einer Zugfestigkeit von mindestens
2000 MPa hergestellt ist, der in kaltem Zustand gewickelt wird und
sowohl ausreichende Festigkeit in der Atmosphäre als auch Umformbarkeit beim
Wickeln gleichzeitig gewährleisten kann.
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Im
Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß sich ein Federstahldraht,
der sowohl hohe Festigkeit als auch Wickel vermögen gleichzeitig gewährleisten
kann, durch Steuern der Größe von Carbiden,
insbesondere Cementiten, in Stahl erhalten läßt, die bei einem herkömmlichen
Federstahldraht nicht berücksichtigt
wurde.
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Der
Kern der Erfindung besteht in folgendem:
Hochfeste Feder, die
aus einem wärmebehandelten
Stahldraht hergestellt ist, dadurch gekennzeichnet, daß er massebezogen
aufweist:
C: 0,75 bis 0,85%,
Si: 1,5 bis 2,5%,
Mn:
0,5 bis 1,0%,
Cr: 0,3 bis 1,0%,
P: höchstens 0,015%,
S: höchstens
0,015%,
N: 0,001 bis 0,007%,
W: 0,05 bis 0,3% und ferner
optional massebezogen
Mo: 0,05 bis 0,2% und/oder
V: 0,05
bis 0,2% enthält,
wobei
der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht;
er
eine Zugfestigkeit von mindestens 2000 MPa hat;
sich hauptsächlich aus
Cementit zusammensetzende kugelige Carbide in der Beobachtung in
einem mikroskopischen Gesichtsfeld folgendes erfüllen: das Verhältnis der
durch die kugeligen Carbide mit mindestens 0,2 μm Äquivalenzdurchmesser belegten
Fläche
beträgt
höchstens
7%, die Dichte der kugeligen Carbide mit 0,2 bis 3 μm Äquivalenzdurchmesser
beträgt
höchstens
1 Stück/μm2, und die Dichte der kugeligen Carbide über 3 μm Äquivalenzdurchmesser
beträgt
höchstens
0,001 Stück/μm2;
die vor dem Härten vorhandene Austenitkorngrößennummer
mindestens 10 beträgt;
der
Restaustenitgehalt höchstens
12 Masse-% beträgt;
der
maximale Durchmesser von Carbiden höchstens 15 μm beträgt; und
der maximale Durchmesser
von Oxiden höchstens
15 μm beträgt.
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Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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1 ist
eine Mikroaufnahme der abgeschreckten und angelassenen (vergüteten) Struktur
eines Stahls.
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2 zeigt Diagramme als Beispiele für die Analyse
kugeliger Carbide, wobei (a) ein Beispiel für die Analyse kugeliger Legierungssystemcarbide
und (b) eines für
die Analyse sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzender kugeliger Carbide zeigt.
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3 skizziert schematisch das Kerbbiegeversuchsverfahren
mit (a) vor Belastung und (b) nach Belastung.
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Bevorzugte Ausführungsform der Erfindung
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Im
Rahmen der Erfindung kam eine Feder zustande, die aus einem Stahldraht
hergestellt ist, der ausreichendes Wickelvermögen zur Federherstellung durch
Steuern der Form von Carbiden in Stahl mit einer Wärmebehandlung
gewährleisten
kann, während
die chemische Zusammensetzung so reguliert ist, daß eine hohe
Festigkeit erhalten wird. Im folgenden werden die Einzelheiten erläutert.
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Zunächst werden
die Gründe
für die
Festlegung der chemischen Stahlzusammensetzung erklärt.
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C
ist ein Element, das die Grundfestigkeit eines Stahlmaterials stark
beeinflußt
und ist auf 0,75 bis 0,85% festgelegt, um höhere als herkömmliche
Festigkeit zu gewährleisten.
Unter 0,75% läßt sich
keine ausreichende Festigkeit erhalten. Mindestens 0,75% C sind
zur Gewährleistung
ausreichender Federfestigkeit erforderlich, auch wenn insbesondere
Aufstickung zur Federleistungsverbesserung ausgeschlossen ist. Übersteigt
C 0,85%, tritt Hyper-Eutektoid auf, und grobe Cementite scheiden
in großer
Menge aus, weshalb die Zähig keit
erheblich zurückgeht.
Gleichzeitig verschlechtert sich dadurch auch das Wickelvermögen.
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Si
ist ein Element, das zur Gewährleistung
ausreichender Festigkeit, Härte
und Setzungsbeständigkeit einer
Feder notwendig ist. In kleiner Menge sind die Festigkeit und Setzungsbeständigkeit
unzureichend, weshalb die Untergrenze auf 1,5% festgelegt ist. Außerdem hat
Si die Wirkung, Carbidausscheidungen an Korngrenzen kugelig zu machen
(sphäroidisieren)
und zu verfeinern, und seine aktive Zugabe bewirkt, das Verhältnis der
durch Korngrenzenausscheidungen in den Korngrenzen belegten Fläche zu verringern.
Bei übermäßiger Si-Zugabe härtet aber
das Material nicht nur, sondern versprödet auch. Daher ist die Obergrenze
auf 2,5% festgelegt, um die Versprödung nach Vergütung zu
verhindern.
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Die
Untergrenze von Mn ist auf 0,5% festgelegt, um ausreichende Härte zu gewährleisten
und Festigkeitsbeeinträchtigung
durch Binden von in Stahl vorhandenem S als MnS zu unterdrücken. Andererseits
ist die Obergrenze auf 1,0% festgelegt, um die durch Mn verursachte
Versprödung
zu verhindern.
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N
härtet
eine Stahlmatrix, und bei Zugabe eines solchen Legierungselements
wie Ti oder V usw. ist er als Nitride vorhanden und beeinflußt die Eigenschaften
eines Stahldrahts. In einem Stahl, dem Ti, Nb oder V usw. zugegeben
ist, werden Carbonitride leicht erzeugt, und N neigt zur Bildung
der Stellen, an denen Carbide, Nitride und Carbonitride, die als
Verankerungsteilchen zur Verfeinerung von Austenitkörnern wirken,
ausgeschieden werden. Somit ist es möglich, Verankerungsteilchen
unter verschiedenen Wärmebehandlungsbedingungen
stabil zu erzeugen, die in den Federherstellungsverfahren zum Einsatz
kommen, und die Austenitkorngröße in einem
Stahldraht fein zu steuern. Dazu wird mindestens 0,001% N zugegeben.
Andererseits bewirkt N in übermäßiger Menge
die Vergröberung
von Nitriden und Carbonitriden, die durch die als Keime wirkenden Nitride
und Carbide gebildet werden. Wird z. B. Ti zu gegeben, scheidet grobes
TiN aus, oder wird B zugegeben, scheidet BN aus, und sie bewirken
eine Beeinträchtigung
der Bruchfestigkeit. Aus diesen Gründen ist die Obergrenze für N auf
0,007% festgelegt, was keine Probleme verursacht.
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P
härtet
einen Stahl und erzeugt zudem Entmischung und versprödet somit
ein Material. Insbesondere bewirkt sich an Austenitkorngrenzen entmischender
P Beeinträchtigung
eines Schlagzähigkeitswerts
sowie verzögertes
Brechen, das durch Eindringen von Wasserstoff verursacht wird. Daher
ist eine kleine P-Menge bevorzugt. Aus diesen Gründen ist P auf höchstens
0,015% begrenzt, worüber
hinaus die Versprödung
erheblich wird.
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Wie
P versprödet
auch S einen Stahl, wenn er im Stahl vorhanden ist. Obwohl sich
die negative Auswirkung durch Mn-Zugabe
mildern läßt, verschlechtert
sich die Bruchfestigkeit, da MnS selbst die Form von Einschlüssen annimmt.
Insbesondere bei einem hochfesten Stahl kommt es mitunter zu Bruch,
der durch eine sehr kleine MnS-Menge verursacht ist, weshalb erwünscht ist,
die S-Menge zu verkleinern. Die Obergrenze für S ist auf 0,015% festgelegt,
worüber
hinaus der negative Effekt erheblich wird.
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Cr
ist ein Element, das zur Verbesserung des Abschreckvermögens und
der Anlaßbeständigkeit
wirksam ist. Bei großer
Zugabemenge steigert Cr aber nicht nur die Kosten, sondern vergröbert auch
Cementite, die nach Abschrecken und Anlassen auftreten. Als Ergebnis
wird ein Draht spröde,
wodurch es in der Tendenz zu Bruch beim Wickeln kommt. Daher ist
die Untergrenze auf 0,3% zur Gewährleistung
eines guten Abschreckvermögens
und einer guten Anlaßbeständigkeit
festgelegt, und die Obergrenze ist auf 1,0% festgelegt, worüber hinaus
die Versprödung
erheblich wird. Beträgt
insbesondere die C-Menge mindestens 0,75%, was nahe dem Eutektoidbildungsbereich
liegt, ist es besser, die Cr-Menge zu unterdrücken, um die Bildung grober
Carbide zu unterdrücken
und sowohl gute Fes tigkeit als auch gutes Wickelvermögen gleichzeitig
zu gewährleisten.
Kommt dagegen eine Aufstickungsbehandlung zum Einsatz, ist es vorteilhafter,
Cr zuzugeben, um die durch das Aufsticken gebildete gehärtete Schicht
tief werden zu lassen. Daher ist Cr so bestimmt, daß es im Bereich
von 0,3 bis 1,0% liegt.
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W
verbessert das Abschreckvermögen
und erzeugt zugleich Carbide in einem Stahl und hat die Funktion
zur Festigkeitserhöhung.
Daher ist bevorzugt, möglichst
viel W zuzugeben. Anders als andere Elemente besteht das spezifische
Merkmal von W darin, die Form von Carbiden, u. a. Cementiten, zu
verfeinern. Liegt die Zugabemenge unter 0,05%, tritt die Wirkung
nicht auf, aber übersteigt
sie 0,3%, werden grobe Carbide erzeugt, und es steht zu befürchten,
daß sich
solche mechanischen Eigenschaften wie Duktilität verschlechtern. Aus diesen
Gründen
ist die W-Zugabemenge so festgelegt, daß sie im Bereich von 0,05 bis
0,3% liegt.
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Mo
und V scheiden als Nitride, Carbide und Carbonitride in einem Stahl
aus. Daher ist es durch Zugabe eines oder beider dieser Elemente
möglich,
diese Ausscheidungen zu bilden, Anlaßbeständigkeit zu erhalten und dadurch
hohe Festigkeit zu demonstrieren, ohne Enthärtung auch nach einer solchen
Wärmebehandlung
wie Anlassen bei hoher Temperatur, Spannungsarmglühen, das
während
der Verarbeitung angewendet wird, Aufsticken u. ä. zu bewirken. Damit lassen
sich Härtebeeinträchtigung
innerhalb einer Feder nach Aufsticken unterdrücken und Warmhärten und
Spannungsarmglühen
leicht realisieren, was die Dauerfestigkeit der Feder insgesamt
verbessert. Ist aber die Zugabemenge von Mo und V zu groß, wachsen
diese Ausscheidungen zu stark an, verbinden sich mit Kohlenstoff
im Stahl und erzeugen grobe Carbide. Damit sinkt die C-Menge, die
zur Hochverfestigung eines Stahldrahts beitragen sollte, und man
erhält
keine Festigkeit, die zur C-Zugabemenge äquivalent ist. Da außerdem die
groben Carbide zu einer Spannungskon zentrationsquelle werden, bricht
ein Stahldraht in der Tendenz infolge der Verformung beim Wickeln.
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Mo
kann das Abschreckvermögen
verbessern und die Anlaßbeständigkeit
gewährleisten,
indem es mit 0,05 bis 0,2% zugegeben wird. Dadurch ist es möglich, die
Anlaßtemperatur
bei der Festigkeitssteuerung zu erhöhen. Von Vorteil ist dies beim
Verringern des Verhältnisses
der Korngrenzenfläche,
die von Korngrenzencarbiden belegt ist. Anders gesagt ist dies zum
Sphäroidisieren
der Korngrenzencarbide wirksam, die in Form von Filmen ausscheiden,
indem sie bei hoher Temperatur angelassen werden, was ihr Flächenverhältnis in
den Korngrenzen verringert. Außer
Cementiten erzeugt Mo ferner Mo-Systemcarbide in einem Stahl. Da
Mo insbesondere eine niedrige Ausscheidungstemperatur verglichen
mit V usw. hat, zeigt Mo die Wirkung, die Vergröberung von Carbiden zu unterdrücken. Die
Wirkung wird nicht erkannt, wenn die Zugabemenge unter 0,05% liegt.
Bei großer
Zugabemenge wird dagegen in der Tendenz eine Unterkühlungsstruktur
beim Walzen, Enthärtungswärmebehandeln
vor dem Ziehen usw. erzeugt, und diese neigt dazu, Risse und Drahtbruch
beim Ziehen zu verursachen.
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Daher
ist beim Ziehen bevorzugt, ein Stahlmaterial zu ziehen, nachdem
eine Ferrit-Perlit-Struktur im Stahlmaterial durch eine Patentierbehandlung
vorab gebildet ist. Übersteigt
aber Mo 0,2%, wird die Zeit bis zum Ende der Perlitumwandlung lang,
die Perlitumwandlung kann nicht durch eine herkömmliche Patentiervorrichtung
beendet werden, und dadurch werden Martensite an den Abschnitten
von Mikroseigerung erzeugt, die in einem Stahlmaterial unvermeidlich
auftritt. Die Martensite bewirken Drahtbruch beim Ziehen, oder wenn sie
keinen Drahtbruch verursachen und als Innenrisse vorhanden sind,
beeinträchtigen
sie erheblich die Eigenschaften des Fertigprodukts. Aus diesen Gründen ist
die Obergrenze auf 0,2% festgelegt, bei der die Erzeugung einer
Martensitstruk tur unterdrückt
ist und Walzen sowie Ziehen problemlos und gewerblich stabil durchgeführt werden
können.
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Was
V betrifft, so kann es zur Härtung
eines Stahldrahts bei einer Anlaßtemperatur oder zur Härtung einer
Oberflächenschicht
beim Aufsticken verwendet werden, zusätzlich zur Unterdrückung der
Austenitkorngrößenvergröberung,
die durch die Erzeugung von Nitriden, Carbiden und Carbonitriden
bewirkt wird. Liegt die Zugabemenge unter 0,05%, läßt sich
die Zugabewirkung kaum ausmachen. Andererseits bewirkt die Zugabe in
großer
Menge, daß unlösliche Einschlüsse erzeugt
werden und die Zähigkeit
zurückgeht
und wie bei Mo zugleich eine Neigung zur Unterkühlungsstruktur besteht, die
leicht Risse und Drahtbruch beim Ziehen verursacht. Aus diesen Gründen ist
die Obergrenze auf 0,2% festgelegt, bei der sich ein gewerblich
stabiler Betrieb problemlos durchführen läßt.
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Im
folgenden wird die Festlegung für
die Carbide erläutert.
Um sowohl hohe Festigkeit als auch Umformbarkeit gleichzeitig zu
erhalten, ist die Konfiguration von Carbiden in einem Stahl von
Bedeutung. Hierbei bezeichnen die Carbide in einem Stahl die Cementite,
die nach Wärmebehandlung
erzeugt werden, und die Carbide, die durch Lösen von Legierungselementen
darin gebildet werden (beide im folgenden allgemein "Cementite" genannt); sowie
die Carbide und Carbonitride von solchen Legierungselementen wie
Nb, V, Ti usw. Diese Carbide lassen sich durch Hochglanzpolieren
und Anätzen
eines Stahldrahts beobachten.
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In 1 ist
ein typisches Beobachtungsbeispiel gezeigt. In der Mikroaufnahme
sieht man zwei Arten von Carbiden: nadelige und kugelige. Allgemein
ist bekannt, daß ein
Stahl sich aus Martensit zusammensetzende nadelige Strukturen durch
Abschrecken bildet und Carbide durch Anlassen erzeugt, wodurch sich
sowohl Festigkeit als auch Zähigkeit
gleichzeitig erhalten lassen. Im Rahmen der Erfindung wurde aber
bemerkt, daß nicht
nur nadelige Strukturen, sondern auch kuge lige Carbide 1 gemäß 1 in
großer
Menge verblieben, und es wurde festgestellt, daß die Verteilung der kugeligen
Carbide die Eigenschaften eines Federstahldrahts stark beeinflußte. Angenommen
wird, daß die
kugeligen Carbide solche Carbide sind, die durch das Abschrecken
und Anlassen bei einer Ölanlaßbehandlung
oder Hochfrequenzbehandlung nicht ausreichend gelöst werden,
und daß sie
sphäroidisiert
werden und in den Abschreck- und Anlaßverfahren wachsen oder schrumpfen. Die
Carbide dieser Größe tragen überhaupt
nicht zur Verbesserung von Festigkeit und Zähigkeit durch Abschrecken und
Anlassen bei. Aufgrund dessen wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt,
daß die
kugeligen Carbide nicht nur den zugegebenen C durch Binden von C
in einem Stahl vergeudeten, sondern auch als Spannungskonzentrationsquelle
wirkten und damit zu einem Faktor bei der Beeinträchtigung
der mechanischen Eigenschaften eines Stahldrahts wurden.
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Beim
Kaltwickeln eines Stahls nach Abschrecken und Anlassen des Stahls
beeinträchtigen
beobachtungsgemäß in diesem
Material Carbide das Wickelvermögen,
d. h. das Biegevermögen,
bis Bruch auftritt. Obwohl bisher allgemein als Vorgehensweise galt,
in großer
Menge nicht nur C, sondern auch solche Legierungselemente wie Cr,
V usw. zum Erhalten von Festigkeit zuzugeben, gab es Nachteile zu
hoher Festigkeit, unzureichender Verformbarkeit und beeinträchtigten
Wickelvermögens.
Angenommen wird, daß die
Nachteile durch die im Stahl ausscheidenden groben Carbide verursacht
werden.
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Analysenbeispiele
mit Hilfe eines energiedispersiven Röntgenanalysators (EDX), der
an einem Rasterelektronenmikroskop (REM) angebracht ist, sind in 2(a) und (b) gezeigt. Diesen Ergebnissen ähnelnde Analysenergebnisse
erhält
man auch durch das Abdruckverfahren mit Hilfe eines Transmissionselektronenmikroskops.
Herkömmliche
Erfindungen richten ihre Aufmerksamkeit nur auf die Carbide solcher
Legierungselemente wie V, Nb usw., und ein Beispiel dafür ist in 2(a) gezeigt, das dadurch gekennzeichnet ist,
daß der
Fe-Peak in den Carbiden extrem klein ist. Andererseits wurde im
Rahmen der Erfindung festgestellt, daß nicht nur die herkömmlichen
Legierungselementcarbide, sondern auch die Konfiguration der als
Carbide bezeichneten, sich hauptsächlich aus Cementit zusammensetzenden
Ausscheidung von Bedeutung ist, die sich aus Fe3C
mit höchstens
3 μm Äquivalenzdurchmesser
und kaum darin gelösten
Legierungselementen gemäß 2(b) zusammensetzten. Liegen bei gleichzeitig
angestrebter hoher Festigkeit und Umformbarkeit mit besseren Werten
als herkömmliche
Stahldrähte
wie in der Erfindung die sich hauptsächlich aus Cementit zusammensetzenden
kugeligen Carbide mit höchstens
3 μm Äquivalenzdurchmesser
reichlich vor, ist die Umformbarkeit erheblich beeinträchtigt.
Im folgenden werden die sich hauptsächlich aus Fe und C zusammensetzenden
kugeligen Carbide gemäß 2(b) als "sich
hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzende Carbide" bezeichnet.
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Beobachten
lassen sich diese Carbide in einem Stahl durch Auftragen einer solchen Ätzlösung wie
Pikral auf einen hochglanzpolierten Prüfling. Um aber ihre Abmessungen
u. ä. noch
näher zu
beobachten und zu bewerten, ist es notwendig, sie mit hoher, über 300-facher
Vergrößerung mit
Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops zu beobachten. Die Größe der hier
diskutierten, sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzenden kugeligen Carbide beträgt 0,2 bis
3 μm Äquivalenzdurchmesser.
Gewöhnlich
sind Carbide in einem Stahl zur Gewährleistung der Festigkeit und
Anlaßbeständigkeit
des Stahls wesentlich, wobei aber die wirksame Korngröße höchstens
0,1 μm beträgt, wogegen
bei über
1 μm die
Carbide nicht zur Austenitkorngrößenverfeinerung
beitragen und das Verformungsvermögen nur beeinträchtigen.
Freilich wurde im Stand der Technik diese Bedeutung nicht richtig
erkannt, betrachtet wurden nur die Carbide des Systems, das solche
Legierungselemente wie V, Nb usw. enthielt, die Carbide mit höchstens
3 μm Äquivalenz durchmesser,
insbesondere sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzende kugelige Carbide galten als unschädlich, und
daher läßt sich
kein Fall ausmachen, in dem die Carbide mit einer Größe von etwa
0,1 bis 5 μm
untersucht wurden, bei denen es sich um die Hauptobjekte der Erfindung
handelt.
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Ferner
ist bei den kugeligen Carbiden, die sich hauptsächlich aus Cementit mit höchstens
3 μm Äquivalenzdurchmesser
zusammensetzen und bei denen es sich um die Objekte der Erfindung
handelt, nicht nur die Größe, sondern
auch die Anzahl ein wichtiger Faktor. Daher ist der Gegenstand der
Erfindung so festgelegt, daß er
beide Faktoren berücksichtigt.
Das heißt,
obwohl der Äquivalenzdurchmesser
im Bereich von 0,2 bis 3 μm
mittlerer Durchmesser klein ist, kommt es bei großer Anzahl
und bei höherer
Dichte als 1 Stück/μm2 in einem mikroskopischen Gesichtsfeld zu
erheblicher Beeinträchtigung
des Wickelvermögens,
weshalb die Obergrenze auf 1 Stück/μm2 festgelegt ist.
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Übersteigt
die Größe der Carbide
3 μm, wird
ferner der Größeneinfluß noch ausgeprägter, und übersteigt
in dieser Situation die Dichte in einem mikroskopischen Gesichtsfeld
0,001 Stück/μm2, verschlechtert sich das Wickelvermögen stark.
Daher ist die Obergrenze für
die Dichte der Carbide über
3 μm Äquivalenzdurchmesser
in einem mikroskopischen Gesichtsfeld auf 0,001 Stück/μm2 festgelegt, und der Bereich in der Erfindung
ist auf höchstens
diesen Wert festgelegt.
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Übersteigt
ohne Berücksichtigung
der Größe der sich
hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzenden kugeligen Carbide ferner der Flächenprozentsatz
der kugeligen Carbide in einem mikroskopischen Gesichtsfeld 7%,
so verschlechtert sich das Wickelvermögen erheblich, und der Wickelvorgang
wird unmöglich. Daher
ist ihr Flächenprozentsatz
in einem mikroskopischen Gesichtsfeld auf höchstens 7% festgelegt.
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Ähnlich wie
die Carbidkorngröße übt aber
auch die vor dem Härten
vorhandene Austenitkorngröße einen
großen
Einfluß auf
die Grundeigenschaften eines Stahldrahts aus. Je kleiner insbesondere
die vor dem Härten
vorhandene Austenitkorngröße ist,
um so besser sind die Dauerfestigkeit und das Wickelvermögen. Wie
klein aber die vor dem Härten
vorhandene Austenitkorngröße auch
sein mag, ist die Wirkung klein, wenn die o. g. Carbide reichlich
enthalten sind und die Festlegung überschreiten. Allgemein ist
effektiv, eine Erwärmungstemperatur
zu senken, um die Austenitkorngröße zu verkleinern,
wogegen dies aber bewirkt, daß die
o. g. Carbide zunehmen. Daher ist es wichtig, einen Stahldraht so
fertigzustellen, daß die
Carbidmenge und die vor dem Härten
vorhandene Austenitkorngröße eine
geeignete Balance haben. Unter der Voraussetzung, daß die Carbide
die vorstehende Festlegung erfüllen,
ist in diesem Zusammenhang die vor dem Härten vorhandene Austenitkorngrößennummer
auf mindestens 10 festgelegt, da sich bei einer Austenitkorngrößennummer unter
10 keine ausreichende Dauerfestigkeit erhalten läßt.
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Restaustenite
verbleiben in der Tendenz in der Umgebung entmischter Abschnitte
und vor dem Härten vorhandener
Austenitkorngrenzen. Obwohl sich die Restaustenite durch umformungsinduzierte
Umwandlung in Martensite umwandelten, wurde festgestellt, daß bei induzierter
Umwandlung während
der Federformgebung stark gehärtete
Abschnitte im Material lokal erzeugt wurden und das Federwickelvermögen recht
beeinträchtigt
war. In letzter Zeit unterzieht man Federn einer Oberflächenverfestigung
durch Anwenden einer solchen plastischen Verformung wie Abstrahlen
oder Fixieren, und bei Einsatz von Herstellungsverfahren, darunter
mehreren Verfahren, bei denen eine solche plastische Verformung
angewendet wird, senken die in einem Frühstadium erzeugten, umformungsinduzierten
Martensite die Bruchdehnung und beeinträchtigen die Umformbarkeit und
Bruchfestigkeit von Federn im Betrieb. Sind ferner gewerblich unvermeidliche
Verformungen wie Dellen u. ä.
vorhanden, bricht ein Stahldraht leicht beim Wickeln. Daher wird die
Umformbarkeit verbessert, indem Restaustenite weitestgehend reduziert
werden und die Erzeugung von umformungsinduzierten Martensiten unterdrückt wird. Übersteigt
konkret die Restaustenitmenge 12% (gewichtsbezogen), nimmt die Anfälligkeit
gegenüber
Dellen u. ä.
zu, und es kommt leicht zu Bruch beim Wickeln und anderen Betriebsabläufen. Daher
ist die Restaustenitmenge auf höchstens
12% festgelegt.
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Wird
insbesondere bei einer C-Menge von höchstens 0,75% wie im Fall der
Erfindung die Martensitbildungstemperatur (Anfangstemperatur: Ms-Punkt,
Endtemperatur: Mf-Punkt) niedrig, werden keine Martensite erzeugt,
und Restaustenite bleiben leicht zurück, sofern nicht die Temperatur
beim Abschrecken ausreichend gesenkt wird. Gewerblich kommt Wasser
oder Öl
zum Abschrecken zum Einsatz, aber eine hochentwickelte Wärmebehandlungssteuerung
ist zur Restaustenitunterdrückung
erforderlich. Notwendig ist speziell eine solche geeignete Steuerung,
daß die
Temperatur eines Kühlmittels
niedrig bleibt, die Temperatur auch nach der Abkühlung möglichst niedrig gehalten wird,
die Zeit der Umwandlung in Martensite lang bleibt, o. ä. Obwohl
die Temperatur eines Kühlmittels
leicht auf nahe 100°C
gewerblich ansteigt, da die Behandlungen in einer kontinuierlichen
Linie durchgeführt
werden, ist bevorzugt, seine Temperatur auf höchstens 60°C zu halten.
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Übersteigen
ferner sowohl die maximale Korngröße aller Carbide, einschließlich Legierungselementcarbide
u. ä.,
als auch die maximale Korngröße von Oxiden
15 μm, verursacht
dies eine Beeinträchtigung
der Dauerfestigkeit. Daher sind die Obergrenzen für ihre maximalen
Korngrößen auf
jeweils 15 μm
festgelegt.
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Allgemein
wird ein Federstahl nach Stranggießen zu Knüppeln gewalzt, zu Walzdrähten gewalzt
und dann zu Drähten
gezogen, wonach bei kaltgewalzten Federn die gezogenen Drähte durch
Anwendung einer Ölanlaßbehandlung
oder einer Hochfrequenzbehandlung Festigkeit erhalten. Zur Unterdrückung der sich hauptsächlich aus
Cementit zusammensetzenden kugeligen Carbide ist es notwendig, nicht
nur die abschließende
Wärmebehandlung
zu beachten, z. B. eine Ölanlaßbehandlung,
Hochfrequenzbehandlung o. ä.,
mit der die Festigkeit eines Stahldrahts bestimmt wird, sondern
auch die Walzverfahren, die dem Ziehverfahren vorausgehen. Da man
anders gesagt davon ausgeht, daß die
sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzenden kugeligen Carbide wachsen, wobei
während
der Walzverfahren unlösliche
Cementite und Legierungscarbide und dergleichen als Keime wirken,
ist es wichtig, die Komponenten während jedes Erwärmungsverfahrens
beim Walzen vollständig
zu lösen.
In der Erfindung ist von Bedeutung, ein Stahlmaterial auf eine ausreichend
hohe Temperatur zu erwärmen,
auch in den Walzverfahren, es dann zu walzen und zu ziehen.
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Beispiel
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Tabelle
1 zeigt im Fall von Stahldrähten
mit 4 mm Durchmesser und für
Erfindungsbeispiele und Vergleichsbeispiele folgendes: chemische
Zusammensetzungen; die Verhältnisse
der Flächen,
die durch sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzende kugelige Carbide mit mindestens 0,2 μm Äquivalenzdurchmesser
belegt sind; die Dichten sich hauptsächlich aus Cementit zusammensetzender
kugeliger Carbide mit 0,2 bis 3 μm Äquivalenzdurchmesser;
die Dichten sich hauptsächlich
aus Cementit zusammensetzender kugeliger Carbide über 3 μm Äquivalenzdurchmesser;
die maximalen Durchmesser von Carbiden und Oxiden; die vor dem Härten vorhandenen
Austenitkorngrößennummern;
die Restaustenitmengen (in Gew.-%); Zugfestigkeit; Wickelvermögen (bezogen
auf den Kerbbiegewinkel); und mittlere Dauerfestigkeit.
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Im
erfindungsgemäßen Beispiel
1 wurde ein Knüppel
durch Stranggießen
von Stahl produziert, der mit einem 250-Tonnen-Konverter gefrischt war. In den anderen
Erfindungsbeispielen und allen Vergleichsbeispielen wurden Knüppel durch
Walzen hergestellt, nachdem Stahl mit einem 2-Tonnen-Vakuum schmelzofen
geschmolzen und gefrischt wurde. In diesen Fällen wurden die Erfindungsbeispiele
auf einer hohen Temperatur von mindestens 1200°C für eine vorgeschriebene Zeit
gehalten. Danach wurden in allen Fällen die Knüppel zu Walzdrähten mit
8 mm Durchmesser gewalzt, und anschließend wurden Stahldrähte mit
4 mm Durchmesser durch Ziehen hergestellt. In den Vergleichsbeispielen
wurden die Knüppel
unter den gewöhnlichen
Bedingungen gewalzt und gezogen.
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Da
die Menge von Carbiden und die Festigkeit je nach den chemischen
Zusammensetzungen variieren, wurden in den Erfindungsbeispielen
die Materialien in Übereinstimmung
mit den chemischen Zusammensetzungen so wärmebehandelt, daß eine Zugfestigkeit
von etwa 2100 MPa gewährleistet
war und die Festlegungen gemäß den Ansprüchen erfüllt waren.
Andererseits wurden in den Vergleichsbeispielen die Materialien lediglich
so wärmebehandelt,
daß die
Zugfestigkeit ausgeglichen war.
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In
der Abschreck- und Anlaßbehandlung
(Ölanlaßbehandlung)
wurden die gezogenen Materialien durch einen Wärmeofen kontinuierlich geführt, und
die zum Durchlaufen des Wärmeofens
erforderliche Zeit wurde so bestimmt, daß das Innere des Stahls ausreichend
durchgewärmt
war. Sowohl in den Erfindungsbeispielen als auch in den Vergleichsbeispielen
war die Erwärmungstemperatur
auf 950°C,
die Erwärmungszeit auf
150 s und die Abschrecktemperatur auf 50°C (in einem Ölbehälter) eingestellt. Danach wurden
die Materialien für
eine Anlaßzeit
von 1 min bei einer Anlaßtemperatur
von 400 bis 500°C
angelassen, und die Festigkeit wurde eingestellt. In Tabelle 1 ist
die resultierende Zugfestigkeit in der Atmosphäre aufgeführt.
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An
den so hergestellten Stahldrähten
wurden die Bewertung von Carbiden, die Zugfestigkeitsprüfung und
der Kerbbiegeversuch direkt durchgeführt. Für die Dauerfestigkeitsbewertung
wurden die Dauerversuchsprüflinge
hergestellt durch: Anwenden einer 20-minütigen Wärmebehandlung bei 400°C auf die
Oberflächen der
Stahldrähte,
was das Spannungsarmglühen
in der tatsächlichen
Federherstellung simulierte; anschließendes Anwenden einer Abstrahlbehandlung
(Schnittdrähte
mit 0,6 mm Durchmesser, 20 min); und danach erfolgendes weiteres
20-minütiges
Spannungsarmglühen
bei einer niedrigen Temperatur von 180°C.
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Die
Bewertung der Größe und Anzahl
von Carbiden erfolgte durch Hochglanzpolieren des Querschnitts in
Längsrichtung
der Stahldrähte
direkt nach Wärmebehandlung,
leichtes Anätzen
der polierten Oberflächen
mit Pikrinsäure
und Ausprägen
der Carbide. Da die Messung der Carbidgröße mit einer Einrichtung mit der
Genauigkeit eines optischen Mikroskops schwierig war, kam ein Rasterelektronenmikroskop
zum Einsatz, und die Aufnahmen der Stahldrahtabschnitt bei 1/2R
erfolgten zufällig
in zehn Gewichtsfeldern mit 5000-facher Vergrößerung. Die Größe, die
Anzahl und das Verhältnis
der belegten Fläche
jedes Prüflings
wurden durch Binärcodierung
der kugeligen Carbide unter Anwendung einer Bildverarbeitungsvorrichtung
auf die Aufnahme gemessen, während
mit Hilfe eines am Rasterelektronenmikroskop angebrachten Röntgenmikroanalysators bestätigt wurde,
daß die
kugeligen Carbide wirklich die kugeligen Cementitsystemcarbide waren.
Die gesamte Meßfläche betrug
3088,8 μm2.
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Erhalten
wurde die Restaustenitmenge durch Messen der magnetischen Flußdichte
jedes Prüflings, die
mit Hilfe einer Gleichstrom-Magnetisierungsvorrichtung erzeugt wurde,
und Umwandeln der magnetischen Flußdichte in die Restaustenitmenge.
Zur Umwandlung kam eine Kalibrierkurve zum Einsatz, die durch Festlegen
der Beziehung zwischen der magnetischen Flußdichte und der Restaustenitmenge
vorab erstellt wurde.
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Hinsichtlich
des Zugvermögens
wurde die Zugfestigkeit durch Durchführen der Prüfung nach JIS (japanische Industrienorm)
Z 2241 gemessen, wobei ein Prüfling
Nr. 9 gemäß der Festlegung
in JIS Z 2201 verwendet wurde und die Berechnung anhand der erhaltenen
Bruchlast erfolgte.
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In 3(a) und (b) ist der Kerbbiegeversuch skizziert.
Der Kerbbiegeversuch wurde der Reihe nach durch folgende Schritte
durchgeführt:
Bilden einer Nut (Kerbe) mit 30 μm
maximaler Tiefe senkrecht zur Längsrichtung
eines Stahldrahts mit einem Stempel, der eine Spitze mit 50 μm Radius
hatte; Einwirkenlassen einer Biegeverformung auf die Nut an drei
Punkten mit einer Last 2, so daß die maximale Zugspannung
auf die Nut gemäß 3(a) ausgeübt
wurde; weiteres Einwirkenlassen der Biegeverformung, bis der Stahldraht
am gekerbten Abschnitt brach; und Messen des Biegewinkels bei auftretendem
Bruch gemäß 3(b). Ein Meßwinkel 3 entspricht 3(b). Je größer der
Winkel ist, um so besser ist das Wickelvermögen. Beträgt empirisch ein Kerbbiegewinkel
höchstens
25 Grad bei einem Stahldraht mit 4 mm Durchmesser, kann der Stahldraht kaum
gewickelt werden.
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Für die Dauerprüfung kam
der Nakamura-Drehbiegedauerversuch zum Einsatz, und eine maximale Belastungsspannung,
bei der 10 Prüflinge
eine Lebensdauer von mindestens 10 Zyklen mit einer Wahrscheinlichkeit
von mindestens 50% zeigten, wurde als mittlere Dauerfestigkeit bestimmt.
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Liegt
gemäß Tabelle
1 bei den Stahldrähten
mit 4 mm Durchmesser die chemische Zusammensetzung eines Stahldrahts
außerhalb
des festgelegten Bereichs, wird die Steuerung von Carbiden kaum
realisiert, der Biegewinkel im Kerbbiegeversuch, der als Index für das Wickelvermögen dient,
ist klein, wodurch das Wickelvermögen beeinträchtigt ist, und die Dauerfestigkeit
im Nakamura-Drehbiegedauerversuch verschlechtert sich ebenfalls.
Obwohl die chemischen Zusammensetzungen von Stahldrähten im
festgelegten Bereich liegen, ist ferner in den Vergleichsbeispielen,
bei denen der maximale Oxiddurchmesser und der Korndurchmesser von vor
dem Härten
vorhandenem Austenit außerhalb
des erfindungsgemäß festgelegten
Bereichs liegen, was durch die ungeeigneten Wärmebehandlungsbedingungen hervorgerufen
ist, z. B. verbleibende unlösliche
Carbide, verursacht durch die unzureichende Erwärmung während des Stabilisierens von
Carbiden beim vorherigen Glühen
oder während
des Abschreckens, unzureichende Abkühlung während des Abschreckens usw., das
Wickelvermögen
oder die Dauerfestigkeit beeinträchtigt.
Obwohl andererseits die Festlegung bezüglich Carbiden erfüllt ist,
ist bei unzureichender Festigkeit auch die Dauerfestigkeit ungenügend, weshalb
ein solcher Stahldraht nicht für
hochfeste Federn verwendet werden kann.
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Gewerbliche Anwendbarkeit
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Eine
hochfeste Feder, die aus einem erfindungsgemäßen Stahldraht hergestellt
ist, kann eine hohe Festigkeit von mindestens 2000 MPa haben und
ermöglicht
die Herstellung hochfester Federn mit ausgezeichneter Dauerfestigkeit,
während
das Wickelvermögen
gewährleistet
ist, durch Reduzieren des Verhältnisses
der durch kugelige Carbide einschließlich Cementite belegten Fläche, der
Dichte der kugeligen Carbide, der Austenitkorngröße und der Restaustenitmenge
im Stahldraht für
kaltgewalzte Federn.
