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Technisches Gebiet
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Diese
Erfindung bezieht sich auf einen Stahldraht für hartgezogene Federn, der
als ein Material für Ventilfedern,
Kupplungsfedern, Bremsenfedern, usw. von Kraftfahrzeugmotoren verwendet
werden kann, einen Draht für
hartgezogene Federn unter Verwendung eines solchen Drahtes, hartgezogene
Federn und ein nützliches
Verfahren zur Herstellung solcher hartgezogenen Federn.
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Hintergrundtechnik
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Aufgrund
der fortschreitenden Entwicklung der Leichtbauweise und Hochleistung
für Kraftfahrzeuge usw.
müssen
Ventilfedern, Kupplungsfedern, Bremsendfedern oder dergleichen stark
beanspruchbar sein. Es besteht Bedarf an Federn mit hervorragender
Ermüdungsfestigkeit
und Durchhangbeständigkeit.
Besonders groß ist
die Nachfrage nach stark belastbaren Ventilfedern.
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Seit
neuestem ist es üblich,
Ventilfedern in erster Linie durch Kaltprägen eines ölgehärteten Drahtes, der durch Abschrecken
und Tempern aufgebracht wurde, herzustellen. Gemäß den Japanese Industry Standards
(JIS) wird ein ölgehärteter Draht
(gemäß JIS G3561)
für Ventilfedern
separat aus einem gewöhnlichen ölgehärteten Draht
(gemäß JIS 03560)
definiert. Daher müssen
die Art des Stahls, der erlaubte Gehalt an Verunreinigungen, die
Fehlertiefe usw. streng kontrolliert werden.
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Der ölgehärtete Draht
hat die folgenden Vor- und Nachteile. Was die Vorteile angeht, kann
der ölgehärtete Draht,
da er angelassenes Martensit aufweist, Federn mit hoher Festigkeit
liefern und weist eine hervorragende Ermüdungsfestigkeit und Durch hangbeständigkeit
auf. Was die Nachteile angeht, so erfordert die Herstellung des ölgehärteten Drahtes
eine großtechnische
Anlage und Kosten für
die Wärmebehandlung
wie Abschrecken und Tempern.
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Einige
Ventilfedern, die nur schwach belastet werden können, werden durch das Ziehen
von Kohlenstoffstahl, der zur Verstärkung der Festigkeit Ferrit/Perlit
oder Perlit aufweist (auch als „hartgezogener Draht" bezeichnet) und
durch Kaltprägen
des hartgezogenen Drahtes erhalten. Gemäß JIS gehört ein solcher Draht zu den
Kriterien von „Piano
Wire Type V" für „Ventilfedern
oder ähnliche
Federn" in den Kriterien
für Klavierdrähte gemäß JIS G3522.
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Federn
aus dem zuvor genannten hartgezogenen Draht (nachstehend als „hartgezogene
Federn" bezeichnet)
können
kostengünstig
hergestellt werden, da im Herstellungsverfahren keine Wärmebehandlung
erforderlich ist. Der Draht, in dem Ferrit/Perlit oder Perlit gezogen
worden sind, weist jedoch schlechte Ermüdungseigenschaften und Durchhangbeständigkeit
auf. Demgemäß wird ein
solcher Draht, wenn er für
Federn verwendet wird, keine hochfesten Federn, die in der derzeitigen
Technologie erforderlich sind, liefern.
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Es
sind auch verschiedene Techniken zur Herstellung hochfester hartgezogener
Federn im Hinblick auf den Vorteil einer kostengünstigen Produktion untersucht
worden. Die
japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
Nr. HEI 11-199981 schlägt
ein beispielhaftes Verfahren zum Erhalt von Zementit mit einer spezifischen
Konfiguration vor, indem ein Drahtziehverfahren mit Perlit in eutektoidem-hypereutektoidem
Stahl, der als ein Klavierdraht mit Eigenschaften, die denen eines
zwischenstufenvergüteten
Drahtes gleichen, verwendet werden kann, durchgeführt wird.
Dieses Verfahren erhöht
jedoch unvermeidbar die Herstellungskosten, da das Herstellungsverfahren
dahingehend kompliziert ist, daß außerdem die
Drahtziehrichtung geändert
werden muß.
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EP-A-1 013 780 beschreibt
einen gewalzten Federstahl mit einer Zugfestigkeit von ≤ 1200 MPa
und einer Brucheinschnürung
im Bereich von 30 bis 70 % und ein Verfahren zur Herstellung eines
Stahldrahtes.
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Im
Hinblick auf obiges ist ein Ziel dieser Erfindung die Bereitstellung
eines Stahldrahtes, der zur Herstellung hartgezogener Federn verwendet
wird, die eine gegenüber
Federn, die aus einem ölgehärteten Draht hergestellt
wurden, äquivalente
oder höhere
Ermüdungsfestigkeit
und Durchhangbeständigkeit
zeigen können,
eines Drahtes für
hartgezogene Federn, wie hartgezogene Federn, und eines nützlichen
Verfahrens zur kostengünstigen
Herstellung solcher hartgezogener Federn.
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Offenbarung der Erfindung
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Ein
erfinderischer Stahldraht für
hartgezogene Federn, der obigen Zweck erfüllt, enthält Kohlenstoff in einem Bereich
von 0,5 bis weniger als 0,7 Masse-%, Silizium in einem Bereich von
1,4 bis 2,5 Masse-%, Mangan in einem Bereich von 0,5 bis 1,5 Masse-%,
Chrom in einem Bereich von 0,05 bis 2,0 Masse-%, Vanadium in einem
Bereich von 0,05 bis 0,40 Masse-% und gegebenenfalls Ni in einem
Bereich von 0,05 bis 0,5 Masse-%, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare
Verunreinigungen sind und welcher ein Bereichsverhältnis Rp
bezüglich
Perlit aufweist, welches den mathematischen Ausdruck (1) erfüllt: Rp (Bereich %) ≥ 55 × [C] +
61 (1),wobei
[C] den Gehalt (Masse-%) an Kohlenstoff bezeichnet, und wobei im
lamellaren Ferrit die Anzahl an Carbid und Carbonitrid von Vanadium
und Chrom, Komplexcarbid und Komplexcarbonitrid von Vanadium und Chrom
mit jeweils einem Durchmesser von 50 nm oder weiniger in Bezug auf
einen hypothetischen Kreis nicht geringer als 10 pro μm2 beträgt.
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Ein
erfinderischer Draht für
hartgezogene Federn, der den obigen Zweck erfüllt, wird aus dem obigen Stahldraht
erhalten und weist eine Zugfestigkeit TS auf, die den mathematischen
Ausdruck (2) erfüllt: –13,1d3 + 160d2 – 671d +
3200 ≥ TS ≥ –13,1d3 + 160d2 – 671d +
2800 (2),worin
d ein Durchmesser (mm) des Drahtes ist, welcher den Ausdruck [1,0 ≤ d ≤ 10,0] erfüllt.
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Hochfeste
hartgezogene Federn sind unter Verwendung des obigen Stahldrahts
oder des obigen Drahts herstellbar. Ferner erfüllen die hartgezogenen Federn
be vorzugt die Voraussetzung, daß sich
die Restspannung der Feder von einer Komprimierung zu einer Zugspannung
bei einer Tiefe von 0,05 mm oder mehr von einer inneren Oberfläche der
Feder ändert.
Stärker
bevorzugt beträgt
die Position der Feder der Tiefe nach 0,15 mm oder mehr von der
inneren Oberfläche
der Feder. Überdies
ist bei hartgezogenen Federn die Anwendung eines Nitrierverfahrens
effektiv.
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Bei
der Herstellung der zuvor genannten hartgezogenen Federn wird wünschenswerterweise
eine Belastung τ (MPa)
auf die Federn bei einer Temperatur von nicht weniger als Raumtemperatur
mindestens einmal nach Kugelstrahlen, wobei die Beanspruchung τ den mathematischen
Ausdruck (3) erfüllt: τ ≥ TS (MPa) × 0,5 (3),wobei TS
eine Zugfestigkeit eines Drahts bezeichnet. In diesem Herstellungsverfahren
ist die Temperatur, bei der die Beanspruchung τ angelegt wird, 120 °C oder höher.
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Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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1 ist
ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und
dem Bereichsverhältnis von
Perlit in einem Vergleich des erfinderischen Stahldrahts mit herkömmlichem
Kohlenstoffstahldraht zeigt.
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Beste Weise zur Durchführung der
Erfindung
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Die
Erfinder dieser Anmeldung haben intensiv studiert und geforscht,
um ein Stahlmaterial für
hartgezogene Federn zu finden, das den obigen Zweck dieser Erfindung
in einer Vielzahl von Aspekten erfüllt. Im Ergebnis ihrer Studien
haben sie herausgefunden, daß ein
Stahldraht, dessen chemische Zusammensetzung genau definiert ist
und der den Bereich [ein wie in dem vorstehenden mathematischen
Ausdruck (1) definierter Bereich] im Hinblick auf die Beziehung
zwischen dem Bereichsverhältnis
von Perlit und dem Kohlenstoffgehalt in dem Stahldraht erfülit, hartgezogene
Federn ergeben kann, die eine gegenüber Federn, die einen ölgehärteten Draht
nutzen, äquivalente
oder bessere Ermüdungsfestigkeit
und Durchhangbeständigkeit
zeigen, und kamen zu dieser Erfindung.
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Die
chemische Zusammensetzung des erfinderischen Stahldrahts muß auf die
folgende Art und Weise richtig reguliert werden. Die Gründe für die Einstellung
des Bereiches jeder Komponente lauten wie folgt.
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C: 0,5 bis weniger als 0,7 Masse-%
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Kohlenstoff
ist ein nützliches
Element zur Verstärkung
der Zugfestigkeit eines Drahts und um bestimmte Ermüdungseigenschaften
und Durchhangbeständigkeit
der Federn sicherzustellen. Ein herkömmlicher Klavierdraht enthält Kohlenstoff
mit etwa 0,8 Masse-%. Wenn daher bei der Herstellung eines hochfesten
Drahtes, was ein Ziel dieser Erfindung ist, der Gehalt an Kohlenstoff
0,7 Masse-% oder größer ist,
weist ein Draht, der Kohlenstoff in einem so hohen Gehalt enthält, eine
verstärkte
Fehleranfälligkeit
auf, und es kommt durch Oberflächenfehler
und -einschlüsse
zu einem Riß.
Im Ergebnis kann sich die Lebensdauer von Federn aus einem solchen
Draht verkürzen.
Im Hinblick darauf wird in dieser Erfindung der Gehalt an Kohlenstoff
auf weniger als 0,7 Masse-% eingestellt. Wenn andererseits der Gehalt
an Kohlenstoff kleiner als 0,5 Masse-% ist, kann ein Draht, der
Kohlenstoff in einem solch kleinen Gehalt enthält, nicht die Zugfestigkeit
liefern, wie sie zur Herstellung hochfester Federn erforderlich
ist. Was die Sache noch schlimmer macht ist, daß bei einem solch geringen Kohlenstoffgehalt
der Gehalt an voreutektoidem Ferrit, das die Erzeugung von Rissen
aufgrund von Ermüdung fördert, steigt,
wodurch die Ermüdungseigenschaften
der Federn verschlechtert werden. Im Hinblick darauf muß der untere
Grenzwert des Kohlenstoffgehalts bei 0,5 Masse-% eingestellt werden.
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Si: 1,4 bis 2,5 Masse-%
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Silizium
ist ein Element, das die Zugfestigkeit eines Drahtes durch Mischkristallverfestigung
verstärkt und
das zur Verbesserung der Ermüdungseigenschaften
und der Durchhangbeständigkeit
von Federn beiträgt. Der
Gehalt an Silizium muß um
eine Menge erhöht
werden, die dem verringerten Gehalt an Kohlenstoff entspricht. Im
Hinblick darauf wird der untere Grenzwert des Siliziumgehalts auf
1,4 Masse-% eingestellt. Wenn andererseits der Siliziumgehalt 2,5
Masse-% übersteigt,
können
sich auf der Federoberfläche
Desoxidation, Fehler oder dergleichen verstärken, was die Ermüdungsfestigkeit
der Federn verringern kann. Bevorzugt wird der untere Grenz wert
des Siliziumgehalts auf etwa 1,7 Masse-% und obere Grenzwert auf
etwa 2,2 Masse-% eingestellt.
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Mn: 0,5 bis 1,5 Masse-%
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Mangan
ist ein Element, das Perlit fein und geordnet macht und das zur
Verbesserung der Ermüdungseigenschaften
von Federn beträgt.
Damit Federn derartige Wirkungen zeigen können, muß der Gehalt an Mangan auf
0,5 Masse-% oder mehr eingestellt werden. Ein zu großer Gehalt
an Mangan kann zum Zeitpunkt des Warmwalzens oder Patentierens Bainit
erzeugen, was zur Verschlechterung der Ermüdungseigenschaften der Federn
führen
kann. Im Hinblick darauf muß der
Mangangehalt auf 1,5 Masse-% oder weniger eingestellt werden. Der
untere Grenzwert des Mangangehalts wird bevorzugt auf etwa 0,7 Masse-%
eingestellt und der obere Grenzwert auf etwa 1,0 Masse-%.
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Cr: 0,05 bis 2,0 Masse-%
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Chrom
ist ein Element, das zur Verengung des Perlitlamellenabstandes,
zur Verstärkung
der Festigkeit nach dem Warmwalzen oder einer Wärmebehandlung und zur Verbesserung
der Durchhangbeständigkeit
von Federn nützlich
ist. Damit Federn die obigen Wirkungen zeigen können, muß der Gehalt an Chrom auf 0,05 Masse-%
oder mehr eingestellt werden. Ein zu großer Gehalt an Chrom kann jedoch
den Zeitraum des Patentierens unerwünscht verlängern und die Zähigkeit
und Duktilität
der Federn verschlechtern. Im Hinblick darauf muß der Chromgehalt auf 2,0 Masse-%
oder weniger eingestellt werden.
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V: 0,05 bis 0,40 Masse-%
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Vanadium
ist ein Element, das zur Verfeinerung der Perlitklümpchengröße und zur
Verbesserung der Drahtziehbarkeit, Zähigkeit und Durchhangbeständigkeit
von Federn usw. nützlich
ist. Damit die Federn die obigen Wirkungen zeigen können, muß der Vanadiumgehalt
auf 0,05 Masse-% oder mehr eingestellt werden. Bevorzugt wird der
Vanadiumgehalt auf 0,10 Masse-% oder mehr eingestellt. Ein zu großer Gehalt
an Vanadium, nämlich
ein Vanadiumgehalt von mehr als 0,40 Masse-%, erzeugt zum Zeitpunkt
des Warmwalzens oder Patentierens wahrscheinlich Bainit, was zu
einer Verkürzung
der Lebensdauer der Federn führen
kann.
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Die
chemische Grundzusammensetzung des erfinderischen Stahldrahtes ist
wie oben erwähnt.
Nach Bedarf kann Nickel in einem Bereich von 0,05 bis 0,5 Masse-%
zugegeben werden. Der Bereich des Nickelgehalts und der Grund für die Einstellung
dieses Bereiches lauten wie folgt.
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Ni: 0,05 bis 0,5 Masse-%
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Nickel
ist ein Element, das die Fehleranfälligkeit effektiv verringert,
die Zähigkeit
der Federn erhöht, das
Brechen zum Zeitpunkt des Aufwickelns unterdrückt und die Lebensdauer der
Federn verlängert.
Damit Nickel die obigen Wirkungen zeigen kann, ist Nickel bevorzugt
mit 0,05 Masse-% oder mehr enthalten. Ein zu großer Nickelgehalt kann jedoch
zum Zeitpunkt des Warmwalzens oder des Patentierens Bainit erzeugen,
was wiederum eher Nachteile als die obigen Vorteile haben kann.
Im Hinblick darauf wird der Nickelgehalt bevorzugt auf 0,5 Masse-%
oder weniger eingesellt. Bevorzugt wird der untere Grenzwert des
Nickelgehalts auf 0,15 Masse-% eingestellt und der obere Grenzwert
auf 0,30 Masse-%.
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Die
essentielle Komponente des Restes, der den erfinderischen Stahldraht
bildet, die sich von den vorstehend genannten chemischen Komponenten
unterscheidet, ist Eisen. Es sollte jedoch angemerkt werden, daß auch geringfügige andere
Komponenten als die obigen Komponenten enthalten sein können, so
lange sie die Eigenschaften des Stahlmaterials zur Erzeugung der
erfinderischen Federn nicht beeinträchtigen. Mit anderen Worten
fällt ein
Stahldraht, der solche geringfügigen
Komponenten enthält,
in den Umfang dieser Erfindung. Eine der beispielhaften geringfügigen Komponenten
ist Molybdän
mit einem Gehalt von etwa 0,5 Masse-% oder weniger, das zum Erhalt
einer besseren Wirkung aufgrund von Härtbarkeit zugegeben wird, Aluminium
mit einem Gehalt von etwa 0,05 Masse-% oder weniger, das als Desoxidationsmittel
zum Zeitpunkt der Stahlherstellung zugegeben wird, und Verunreinigungen,
insbesondere, unvermeidbare Verunreinigungen wie Phosphor, Schwefel,
Arsen, Antimon, Zinn usw. (z. B. 0,02 % oder weniger in bezug auf
Phosphor oder Schwefel und 0,01 % oder weniger in bezug auf Arsen,
Antimon und Zinn).
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Die
Zusammensetzung des Stahldrahtes muß im Lichte einer Beziehung
zwischen dem Bereichsverhältnis
von Perlit und dem Kohlenstoffgehalt in einem Stahldraht in einem
geeigneten Bereich eingestellt werden [einem Bereich, wie im vorstehenden
mathematischen Ausdruck (1) definiert]. Der Grund für diese
Einstellung lautet wie folgt.
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Der
Kohlenstoffgehalt des Stahls, der in dieser Erfindung verwendet
wird, darf nicht auf weniger als 0,5 Masse-% bis weniger als 0,7
Masse-%, wie oben angegeben, nämlich
unter den Gehalt der eutektoiden Komponente, eingestellt werden.
Wird ein Draht unter Verwendung eines Stahls mit einer solchen Zusammensetzung
gemäß einem
herkömmlichen
Verfahren hergestellt, wird sich wahrscheinlich voreutektoides Ferrit
auf dem Draht bilden und ausgehend von diesem voreutektoiden Ferrit
Ermüdungsversagen
auftreten, wodurch die Lebensdauer der resultierenden Federn verkürzt wird.
Um einen solchen Nachteil auszuräumen
muß die Erzeugung
von voreutektoidem Ferrit so stark wie möglich unterdrückt werden,
während
der Anteil an Perlit erhöht
wird.
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1 ist
ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und
dem Bereichsverhältnis von
Perlit in einem Stahlmaterial zeigt. Während der übliche erhältliche Kohlenstoffstahl ein
relativ geringes Perlitbereichsverhältnis hat, hat der erfinderische
Stahldraht ein relativ hohes Perlitbereichsverhältnis, wenn man seine Beziehung
zum Kohlenstoffgehalt im Hinblick auf den obigen Punkt betrachtet.
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Effektiverweise
wird die Abkühlgeschwindigkeit
des Drahtes in einer Temperaturzone, die nicht weniger als den Umwandlungspunkt
Ae3 (die höchste Temperatur, bei der Austenit
und Ferrit in einem Gleichgewichtszustand coexistieren können) und
den Umwandlungspunkt Ae1 (die höchste Temperatur,
bei der Ferrit und Zementit coexistieren können) zum Zeitpunkt des Warmwalzens
oder Patentierens abdeckt, so stark wie möglich maximiert, um eine Struktur
zu erhalten, die den zuvor genannten mathematischen Ausdruck (1)
erfüllt.
Genauer gesagt wird im Falle des Warmwalzens die Abkühlgeschwindigkeit
als eine Abkühlbedingung
auf einem Förderband
in der obigen Temperaturzone effektiverweise auf 5 °C/s oder
höher,
bevorzugt auf 10 °C/s oder
höher geregelt.
Es ist jedoch anzumerken, daß durch übermäßiges Kühlen kein
feines Perlit erhalten wird, mit dem Ergebnis, daß eine Struktur
wie Bainit als Ergebnis des Unterkühlens intrudiert werden kann,
wodurch die Festigkeit der resultierenden Federn verringert wird.
Im Hinblick darauf sollte die Abkühlbedingung jedesmal, wenn
der Draht über
das Förderband
geführt
wird, an bestimmten Stellen so überwacht
werden, daß das Abkühlen stufenweise
durchgeführt
wird, bis die Temperatur des Drahts unter etwa 550 °C gefallen
ist.
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Beim
Patentieren ist die Abkühlgeschwindigkeit
vom Umwandlungspunkt Ae3 zum Umwandlungspunkt Ae1 relativ schnell. Bevorzugt wird zur Durchführung der
isothermen Umwandlung des Drahts jedoch ein Medium mit großer Wärmeleitfähigkeit
ausgewählt.
Genauer gesagt wird bevorzugt eher ein Bleibad oder ein Salzbad
als ein Fluidbad verwendet. Vorzugsweise ist zwischen dem Schritt
der Austenitbildung in einem Wärmeofen
und dem Schritt der Durchführung
der isothermen Umwandlung in einem Ofen ein Kühlschritt vorgesehen, um durch
diesen Kühlschritt
den Kühlvorgang
durch zwangsweises Kühlen
zu beschleunigen. Effektiverweise kann auch die Drahtgeschwindigkeit
maximiert werden, um so die Abkühlgeschwindigkeit
zu beschleunigen. Das Parlitbereichsverhältnis Rp kann auch bezüglich des
Drahtes oder bezüglich
der Federn als Endprodukt gemessen werden, da das Perlitbereichsverhältnis Rp
in Abhängigkeit
der Tatsache, ob nun ein Drahtziehverfahren oder Federformungsverfahren,
das dem Drahtziehverfahren folgt, durchgeführt worden ist oder nicht,
nicht so stark variiert.
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Wünschenswerterweise
wird der Ferritteil auf einem Stahldraht, welcher der schwächste Teil
von Perlit ist, verstärkt,
da eine solche Verstärkung
die Durchhangbeständigkeit
der resultierenden Federn verbessern kann. Die Verstärkung von
Ferrit bedeutet das Ausfällen
von Mikrofällungsmitteln
in dem Ferrit in einem solchen Ausmaß, daß die Summe der zahlreichen
Fällungsmittel,
nämlich
Carbid und Carbonitrid von Vanadium und Chrom, Komplexcarbid und
Komplexcarbonitrid von Vanadium und Chrom (nachstehend werden alle
diese Fällungsmittel
auch als „Komplexcarbonitrid
usw. bezeichnet"),
worin jedes Fällungsmittel
einen Durchmesser von 50 nm oder weniger bezogen auf einen hypothetischen
Kreis hat, zehn oder mehr pro μm2 beträgt.
Der Ausdruck „Durchmesser
bezogen auf einen hypothetischen Kreis" bedeutet einen Durchmesser eines hypothetischen
Kreises, dessen Fläche
zu der tatsächlichen
Fläche
eines entsprechenden Fällungsmittels äquivalent
ist.
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Solange
der erfinderische Stahldraht die obigen Vorraussetzungen erfüllt, kann
der erfinderische Stahldraht zum Teil Komplexcarbid usw. mit einem
Durchmesser von mehr als 50 nm bezogen auf einen hypothetischen
Kreis enthalten. Bevorzugt haben jedoch fast alle oder alle von
Komplexcarbid usw. einen Durchmesser von 50 nm oder kleiner. Der
untere Grenzwert der Größe für solche
Komplexcarbide ist nicht besonders eingeschränkt. In Anbetracht der Tatsache,
daß die
maximale Größe einer
Substanz, die beispielsweise durch ein derzeit erhältliches
Transmissionsmikroskop mit einer Vergrößerung von 150.000 erkennbar
ist, etwa 10 nm beträgt,
muß man
jedoch sagen, daß etwa
10 nm im wesentlichen der untere Grenzwert eines meßbaren Fällungsmittels
gemäß des derzeitigen
Standes der Technik ist.
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Bevorzugt
wird (1) der Draht bei einer Abkühlgeschwindigkeit
von 2 °C/s
oder mehr in einer Temperaturzone von 900 bis 800 °C, die eine
Austenitbildungstemperaturzone ist, (damit er nicht in der Austenitbildungstemperaturzone
ausfällt)
nach dem Walzen abgekühlt
und dann der Draht bei einer Abkühlgeschwindigkeit
von 0,5 bis 1,0 °C/s
in einer Temperaturzone von 750 bis 400 °C abgekühlt oder (2) der Draht bei
640 °C nach
dem Erwärmen
des Drahtes auf 900 °C
umgewandelt und dann der Draht bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,5 bis
1,0 °C/s,
bis die Temperatur des Drahtes 400 °C erreicht hat, abgekühlt, um
so die obigen Vorraussetzungen zu erfüllen, während eine große Menge
an Mikrofällungsmitteln
in dem Ferrit sicher dispergiert wird.
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Durch
das Ziehen des Stahldrahtes, der wie oben erwähnt behandelt worden ist, in
einen Draht und das Kühlen
des Drahtes können
Federn erzeugt werden, die die gewünschten Eigenschaften zeigen
können. Effektiverweise
sollte der Draht, erhalten durch das Ziehen des Stahldrahts (hartgezogener
Draht für
Federn), den obigen mathematischen Ausdruck (2) erfüllen, damit
die resultierenden Federn die obigen Wirkungen effizienter zeigen
können.
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Im
Zusammenhang mit Ausdruck (2) wird die Zugfestigkeit eines Drahtes
gemäß dem Durchmesser eines
Drahtes in den Kriterien von JIS G3522-SWP-V definiert. Genauer
gesagt ist die Zugfestigkeit TS, definiert in den zuvor genannten
Kriterien, geringer als die in den Kriterien von SWP-B usw., die
für allgemein
gebräuchliche Federn
aufgestellt wurden. Der Grund für
die Einstellung der Zugfestigkeit des Drahtes gemäß dem obigen
Standard auf weniger als die für
allgemein gebräuchliche
Federn ist folgender. Eine übermäßig hohe
Zugfestigkeit kann möglicherweise
die Fehlerempfindlichkeit des Drahtes erhöhen, die Zähigkeit und Duktilität der Federn
verringern und zu einem unerwünschten
Brechen des Drahtes während
des Ziehens, Brechen während
des Wickelns, zu Ermüdungsausfall,
Trennbruch der Federn usw. führen.
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In
Anbetracht dessen konnten mit dieser Erfindung Federn aus dem Draht
mit einer Zugfestigkeit TS gleich oder größer als der Wert im rechten
Teil des Ausdrucks (2) erfolgreich erzeugt sowie diese Federn unter Verringerung
der Fehlerempfindlichkeit und Erhöhung der Zähigkeit und Duktilität verwendet
werden. Die Einstellung der Zugfestigkeit TS des Drahtes auf einen
zu hohen Wert, kann jedoch aufgrund der erhöhten Fehlerempfindlichkeit
oder verringerten Zähigkeit
und Duktilität
zu einer nachteiligen Wirkung führen.
Im Hinblick auf einen solchen Nachteil wird gemäß dieser Erfindung der Wert
im linken Teil von Ausdruck (2) als der obere Grenzwert der Zugfestigkeit
eingestellt. Trotzdem kann ein Draht, der die Vorraussetzungen in
Ausdruck (2) erfüllt,
unter Verwendung einer herkömmlichen
Drahtziehvorrichtung erhalten werden. In Anbetracht dessen, daß derzeit
ein Draht mit extrem hoher Festigkeit plastisch verformt werden
muß, werden
die Vorraussetzungen jedoch optimal eingestellt, damit der Draht
nicht bricht. Diesbezüglich
sollte folgendes berücksichtigt
werden: (1) Metallseife wird als ein Schmiermittel nach der Beschichtung
des Drahtes mit Phosphat als ein Vorziehverfahren verwendet; (2)
die Einschnürung
jeder Düse,
die zum Drahtziehen verwendet wird, wird im Bereich von 15 bis 25
% eingestellt (die Einschnürung
einer Düse,
die im Endstadium des Drahtziehens verwendet wird, kann kleiner
eingestellt werden als der zuvor genannte Bereich, um so die Restspannung
zu regulieren), und (3) die Drahtziehgeschwindigkeit sollte nicht übermäßig angehoben
werden, damit die Temperatur während
des Ziehens nicht steigt usw.
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In
den erfinderischen Federn ändert
sich die Restspannung von einer Komprimierung zu einer Zugspannung
bei einer Tiefe von 0,05 mm oder mehr von der inneren Oberfläche der
Feder und bevorzugt bei einer Tiefe von 0,15 mm oder mehr. Im allgemeinen
werden Ventilfedern und dazu äquivalente
hochfeste Federn in einem Stadium verwendet, in dem durch Kugelstrahlen
eine komprimierende Restspannung auf die Federoberfläche ausgeübt wird.
Wird eine solche Restspannung schrittweise in Tiefenrichtung der
Feder von der inneren Oberfläche
dieser ausgehend gemessen, ändert
sich die gemessene Restspannung von einer Komprimierung zu einer
Zugspannung bei einer bestimmten Tiefenposition (nachstehend wird
dieser Punkt als „Kreuzungspunkt" bezeichnet). Der
Kreuzungspunkt hängt
von der Kugelstrahlbedingung, der Härte des Stahlmaterials, der
Restspannungsverteilung des Grundmaterials der Federn vor dem Kugelstrahlen
usw. ab. Auf die innere Oberfläche
eines hartgezogenen Drahtes, hergestellt gemäß einem herkömmlichen
Verfahren, wird Zugrestspannung aufgrund des Drahtziehens ausgeübt. Demgemäß kann die
Tiefenposition der hartgezogenen Federn nach Kugelstrahlen im Vergleich
zu Federn aus einem ölgehärteten Draht
möglicherweise
verkürzt werden.
Andererseits wird beim Kugelstrahlen wünschenswerterweise eher eine
starke Kraft auf die erfinderischen hartgezogenen Federn als auf
Federn aus einem ölgehärteten Draht
derart ausgeübt,
daß die
Tiefenposition der Feder, nämlich
der Kreuzungspunkt, unter Berücksichtigung,
daß hartgezogene
Federn aus dem erfinderischen Draht unter einer höheren Belastung
als allgemein gebräuchliche
hartgezogene Federn verwendet werden sollen, in einer Tiefe von
0,05 mm oder mehr und bevorzugt bei 0,15 mm oder mehr eingestellt wird.
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Zum
Einstellen der Tiefenposition der Feder, nämlich des Kreuzungspunktes,
auf die zuvor genannte Position wird effektiverweise (a) die Einschnürung einer
Düse, die
im Endstadium des Ziehens verwendet wird, auf 10 % oder weniger,
bevorzugt im Bereich von etwa 3 bis etwa 6 % eingestellt, (b) die
Spannungsfreiglühtemperatur
nach dem Walzen auf 360 °C
oder höher
eingestellt, (c) Kugelstrahlen mindestens einmal unter Verwendung
von Kugeln mit einem mittleren Durchmesser von 0,3 mm oder größer, bevorzugt
0,6 mm oder größer zum
Zwecke der Verringerung der Zugrestspannung während des Drahtziehverfahrens
durchgeführt.
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Wenn
zu erwarten ist, daß die
erfinderischen Federn unter besonders schweren und belastenden Bedingungen
verwendet werden, wird effektiverweise ein Nitrierverfahren auf
die Federoberfläche
angewendet. Durch die Anwendung eines Nitrierverfahrens kann die
Ermüdungsfestigkeit
der Federn verbessert werden. Solch ein Nitrier verfahren ist herkömmlicherweise
bei Ventilfedern aus einem ölgehärteten Draht
angewandt worden. Bei herkömmlichen
hartgezogenen Federn sind Nitrierverfahren jedoch nicht angewandt
worden. Das liegt daran, daß hartgezogene
Federn bisher nicht unter derart schweren und belastenden Bedingungen,
wie sie in der derzeitigen Technologie erforderlich sind, verwendet
worden sind und angenommen wurde, daß die gewünschte Wirkung mit herkömmlichen
hartgezogenen Drähten
mit einer herkömmlichen
chemischen Zusammensetzung nicht erhalten werden kann, selbst wenn
auf die resultierenden Federn ein Nitrierverfahren angewandt wird.
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Durch
die Anwendung eines Hartziehverfahrens auf einen Draht mit der in
dieser Erfindung definierten chemischen Zusammensetzung und die
Anwendung eines Nitrierverfahrens auf die hartgezogenen Federn, kann
die Lebensdauer der Federn verbessert werden. Der Grund, weshalb
die hartgezogenen Federn, auf die ein Nitrierverfahren angewandt
worden ist, die obigen Wirkungen zeigen, ist vermutlich folgender.
Da die erfinderischen Federn einen geringen Kohlenstoffgehalt aufweisen,
ist das Volumen der Ferritphase zur Zementitphase, die Perlit bildet,
erhöht.
Ferner hängt
die Festigkeit des erfinderischen Drahtes von der Festigkeit von Ferrit
selbst ab, da Ferrit durch Legierungselemente wie Silizium, Vanadium
und Chrom verstärkt
worden ist. Demgemäß nimmt
man an, daß eine
Erhöhung
der Festigkeit von Ferrit durch Nitrieren zu einer direkten Verbesserung
der Ermüdungsfestigkeit
der Federn führt.
Die Erfinder dieser Anmeldung verifizierten, daß die Wirkung, die aus der
Durchführung
eines Nitrierverfahrens resultiert, am deutlichsten wird, wenn das
Nitrierverfahren so durchgeführt
wird, daß die
Tiefenposition bei 10 μm
von der Oberfläche
der Feder eine Härte
von HV600 oder mehr (bevorzugt HV700 oder mehr) hat.
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Effektiverweise
wird bei der Bildung des erfinderischen Drahtes oder der erfinderischen
Federn mindestens einmal nach dem Kugelstrahlen eine Belastung τ bei Raumtemperatur
oder höher,
bevorzugt bei 120 °C
oder höher
auf die Federn angelegt, wobei die Belastung τ den obigen mathematischen Ausdruck
(3) erfüllt. Im
allgemeinen haben hartgezogene Federn im Vergleich zu Federn aus
einem ölgehärteten Draht
eine geringe Durchhangbeständigkeit.
Diese Erfindung ist zum Zwecke der Verbesserung der Durchhangbeständigkeit hartgezogener
Federn durch das Einstel len der chemischen Zusammensetzungen des
Stahls in den jeweils vorbestimmten Bereichen und durch die Erhöhung der
Zugfestigkeit des Drahtes realisiert worden. Es gibt jedoch auch
den Fall, in dem in Abhängigkeit
des Zweckes und der Umstände
der Verwendung der hartgezogenen Federn eine noch bessere Durchhangbeständigkeit
erforderlich ist. Um einer derartigen Forderung gerecht zu werden,
wird effektiverweise mindest einmal die Belastung τ bei Raumtemperatur
oder mehr (bevorzugt 120 °C
oder mehr) an die Federn angelegt. Es wird angenommen, daß durch
das Anlegen der Belastung wie oben erwähnt die Dislokation in Verbindung
mit dem Drahtziehen stabilisiert und die Beständigkeit des Drahtes gegen
plastische Verformung verstärkt
werden können.
Es ist anzumerken, daß die
Zugfestigkeit TS des hartgezogenen Drahts in Ausdruck (3) ein Wert
ist, der bezüglich
des Drahtes gemessen wird.
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Beispiele
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Nachstehend
wird die Erfindung anhand der Beispiele ausführlicher beschrieben. Es ist
davon auszugehen, daß die
Erfindung nicht auf die Beispiele beschränkt ist und daß, sofern
nicht vom Wesentlichen dieser Erfindung abweichend, jegliche Modifikation
und Abänderung
im technischen Umfang dieser Erfindung enthalten ist.
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Stahlmaterialien
(A bis I) mit den jeweils in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen
wurden geschmolzen, in eine Form gegossen und warmgewalzt, und Stahldrähte mit
einem Durchmesser von jeweils 9,0 mm wurden hergestellt. In diesem
Stadium wurde die Größe der Verbindungen,
die in dem Ferrit unter dem Perlit ausfielen, jedes Drahtes gemessen.
Die Größe der Verbindungen
wurde durch Photographieren der Verbindungen, die auf dem Draht
ausfielen, durch Dünnschichtabdruckverfahren
mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) bei einer Spannung
von 200 kV und einer Vergrößerung von
150.000 gemessen. Von den Fällungsverbindungen
wurde die Anzahl der Mikrofällungsmittel
mit jeweils einem Durchmesser von 50 nm oder weniger bezogen auf
einen hypothetischen Kreis gezählt,
die in dem Ferrit mit 1 μm2 [(150 mm2) bei
einer Vergrößerung von
150.000] ausfielen. Die Stelle zum Messen wurde in einer Tiefenposition
von 0,2 mm von der Oberfläche
des Drahtes bezogen auf die Tatsachen, daß (a) der Oberflächenteil
einer Feder ein Teil ist, wo auf die Feder eine maximale Belastung
ausgeübt
wird und (b) die Oberfläche
eines Walzstahls durch ein SV-Verfahren nach dem Walzen abgeschnitten
wird, eingestellt. Ferner wurde die Anzahl an Komplexcarbonitriden
usw. durch visuelle Erkennung durch das TEM gezählt. Die visuell nicht erkennbaren
Mikrokomplexcarbonitride usw. sind als solche Komplexcarbonitride
usw. mittels eines Röntgenbeugungsbildes identifiziert
worden. Die Anzahl an Komplexcarbonitriden usw. mit einer Größe im Bereich
von 10 bis 50 nm wurde durch das TEM bei einer Vergrößerung von
150.000 gezählt.
Ferner wurde die Messung bezogen auf jeden Stahldraht durch drei
beliebige verschiedene Sichtfelder durchgeführt, und es wurde das Mittel
der Meßergebnisse
erhalten (siehe Tabelle 2).
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Nach
dem Warmwalzen wurden alle Stahldrähte, außer der Stahldraht aus dem
Stahlmaterial F erweicht. Dann wurden alle Stahldrähte verschnitten,
patentiert und drahtgezogen. So wurden Drähte mit jeweils dem in Tabelle
2 gezeigten Durchmesser hergestellt. Das Patentieren wurde durch
das Einstellen einer Austenitbildungserwärmungstemperatur auf 940 °C und durch
das Einstellen der Ziehgeschwindigkeit auf ein relativ hohes Niveau
von 8,0 m/min durchgeführt.
Ferner wurden im Hinblick auf die Beispiele Nr. 1 bis 10, 12 und
15 die Drähte
schnell abgekühlt,
indem Druckluft auf die Drähte
geblasen wurde, bevor sie in einen Bleiofen bei einer Temperatur
von 620 °C
getragen wurden, um so das Bereichsverhältnis von Perlit zu erhöhen. Alle
Drähte
aus den Beispielen Nr. 1 bis 9, 11 und 12, außer der Draht aus Beispiel
Nr. 10 wurden in dem Bleiofen isotherm behandelt, und dann bei einer
Abkühlgeschwindigkeit
im Bereich von 0,5 bis 1 °C/s
abgekühlt, bis
die Temperatur der Drähte
auf 400 °C
verringert war. Der Draht aus Beispiel Nr. 10 wurde bei einer Abkühlgeschwindigkeit
von 3 °C/s
abgekühlt,
bis der Draht auf 400 °C
abgekühlt
war, nachdem er in dem Bleiofen isotherm behandelt wurde.
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Das
Drahtziehen wurde mit einer kontinuierlichen Drahtziehmaschine,
ausgestattet mit 8 Düsen,
in der die Einschnürung
jeder Düse,
außer
der Düse,
die im Endstadium des Drahtziehens verwendet wurde, im Bereich von
15 bis 25 % eingestellt war, und die Einschnürung der Düse zur Endverwendung bei 5
% eingestellt war, und die Drahtziehgeschwindigkeit in der Düse zur Endverwendung
bei 200 m/min eingestellt war. Ferner wurde Kühldrahtziehen durchgeführt, worin
der Draht während
des Zie hens direkt wassergekühlt
wurde, um so zu verhindern, daß die
Temperatur des Drahtes beim Drahtziehen steigt.
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Die
so erhaltenen Drähte,
hergestellt durch Drahtziehen, wurden bei Raumtemperatur zu Federn
geformt und der Entspannung (400 °C × 20 min),
dem Sitzpositionsschleifen durch Dualkugelstrahlen, dem Niedertemperaturglühen (230 °C × 20 min)
und der Voreinstellung (Anlegen einer Belastung) (τ
max entspricht
1200 MPa) unterzogen. Das Voreinstellen wurde bei etwa 180 °C bezogen
auf die Federn der Beispiele Nr. 4 bis 9 unter Verwendung überschüssiger Wärme, die
beim Niedertemperaturglühen
erzeugt wurde, durchgeführt. Das
Nitrierverfahren wurde auf die Federn der Beispiele Nr. 5 und 6
bei 460 °C
für 5 aufeinanderfolgende
Stunden angewendet. Das Perlitbereichsverhältnis der Federn wurde durch
Aufnehmen von Photographien von Querschnitten der Drähte nach
dem Patentieren durch ein optisches Mikroskop (400-fache Vergrößerung,
10 Felder) und Analyse der Photos gemäß eines computergestützten Bildanalysegerätes analysiert
und bewertet. Tabelle 1
| Bsp. Nr. | Stahlart | chem. Zusammensetzung
(Masse-%) | 55 × [C]+61 | Rp [%] |
| C | Si | Mn | Ni | Cr | V |
| 1 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 2 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 3 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 4 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 5 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 6 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 96,5 |
| 7 | B | 0,51 | 1,80 | 0,75 | 0,08 | 1,09 | 0,17 | 89,1 | 97,7 |
| 8 | C | 0,65 | 1,91 | 0,90 | 0,19 | 0,64 | 0,09 | 96,8 | 98,7 |
| 9 | D | 0,68 | 1,45 | 0,75 | 0 | 0,40 | 0,25 | 98,4 | 99,0 |
| 10 | E | 0,55 | 1,89 | 0,81 | 0,20 | 0,15 | 0,08 | 91,3 | 98,7 |
| 11 | J | 0,60 | 1,97 | 0,79 | 0,20 | 1,75 | 0,12 | 94,0 | 97,1 |
| 12 | K | 0,62 | 1,85 | 0,71 | 0,15 | 0,70 | 0,34 | 95,1 | 99,0 |
| 13 | A | 0,59 | 1,95 | 0,88 | 0,23 | 0,90 | 0,11 | 93,5 | 88,6 |
| 14 | F | 0,92 | 0,25 | 0,75 | 0 | 0 | 0 | - | 100,0 |
| 15 | G | 0,80 | 1,90 | 0,85 | 0,18 | 0,85 | 0,15 | - | 100,0 |
| 16 | H | 0,80 | 1,26 | 0,92 | 0,32 | 0,87 | 0,20 | - | 100,0 |
| 17 | I | 0,62 | 0,96 | 0,79 | 0,21 | 0,96 | 0,13 | 95,1 | 97,9 |
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Der
Ermüdungstest
wurde in bezug auf die so erhaltenen Federn unter einer Belastung
von 637 ± 588 MPa
durchgeführt
und die Bruchbeständigkeit
wurde in bezug auf die Federn gemessen. Ferner wurde die restliche
Scherverformung nach dem Fixieren der Federn unter einer Belastung
von 882 MPa bei 120 °C
für 48
aufeinanderfolgende Stunden gemessen, und die gemessene restliche
Schervorformung wurde als ein Index für die Durchhangbeständigkeit
eingestellt (je kleiner nämlich
die restliche Scherverformung, um so besser die Durchhangbeständigkeit).
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Die
Ergebnisse der Messungen sind zusammen mit den jeweiligen Herstellungsbedingungen
für die Federn,
der Zugfestigkeit TS des Drahts, den Werten im rechten und linken
Teil von Ausdruck (2), dem Kreuzungspunkt, der Härte in einer Tiefenposition
von 10 μm
von der Federoberfläche
und der Anzahl an Fällungsmitteln
in Tabelle 2 gezeigt.
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Die
Härte in
einer Tiefenposition von 10 μm
von der Federoberfläche
wurde durch das so genannte „Code-Verfahren" gemessen, indem
ein Teststück
bei einem bekannten Anstellwinkel in ein Harz eingebettet wurde,
die Vickers-Härte
(Last von 300 g) in bezug auf das Teststück, dessen Oberfläche poliert
war, gemessen wurde, und die so erhaltene Vickers-Härte in den
entsprechenden Wert in vertikaler Richtung umgewandelt wurde. Die
Restspannung wurde gemäß einem
Röntgenbeugungsverfahren
gemessen. Die Profile der Restspannung in bezug auf jede Feder in
Tiefenrichtung wurden bewertet, indem die Oberflächenschichten der Federn schrittweise
durch chemisches Polieren entfernt und eine Röntgenbeugungsmessung durchgeführt wurde.
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Folgendes
ist basierend auf den Ergebnissen aus den obigen Experimenten aufgeklärt worden.
Zunächst
ist, obgleich Beispiel Nr. 1 den Ausdruck (1) erfüllt, die
Zugfestigkeit TS des harzgezogenen Drahtes aus Beispiel Nr. 1 geringer
als der Wert im rechten Teil von Ausdruck (2), da die Einschnürung des
Drahtes zum Zeitpunkt des Ziehens niedrig ist. Demzufolge hat die
Feder aus Beispiel Nr. 1 eine schlechtere Durchhangbeständigkeit
im Vergleich zu den Federn aus den anderen Beispielen Nr. 2 bis
12. Die Lebensdauer der Feder aus Beispiel Nr. 1 ist im wesentlichen
genauso lang wie die der Federn aus den anderen Beispielen Nr. 2
bis 12.
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Die
Beispiele Nr. 2 bis 9, 11 und 12 erfüllen alle die Ausdrücke (1)
und (2) und erfüllen
die Vorraussetzung bezüglich
der Anzahl an Fällungsmitteln
mit jeweils einem Durchmesser von 50 μm oder weniger. Die Federn aus
den Beispielen Nr. 2 bis 9, 11 und 12 zeigen eine hervorragende
Lebensdauer und Durchhangbeständigkeit.
Von diesen Beispielen unterscheidet sich die Feder aus Beispiel
Nr. 2 von der Feder aus Beispiel Nr. 3 im Hinblick auf die Kugelstrahlbedingung
(genauer gesagt, die Kugeln, die beim ersten Kugelstrahlen der Feder
aus Beispiel Nr. 2 verwendet wurden, waren kleiner als die beim
ersten Kugelstrahlen der Feder aus Beispiel Nr. 3), trotz der Tatsache,
daß Beispiel
Nr. 3 dieselbe Art von Stahlmaterial nutzte. Aufgrund dieses Unterschiedes
hat die Feder aus Beispiel Nr. 2 einen kürzeren Abstand zum Kreuzungspunkt
als die Feder aus Beispiel Nr. 3 und demgemäß zeigen die Federn aus den
Beispielen Nr. 2 und 3 im wesentlichen dasselbe Niveau an Durchhangbeständigkeit,
trotz der Tatsache, daß die
Lebensdauer der Feder aus Beispiel Nr. 2 kürzer ist als die von Beispiel
Nr. 3.
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Die
Feder aus Beispiel Nr. 4 wurde durch das Anlegen einer Belastung
an die Feder bei 120 °C
oder mehr erhalten, wohingegen die Federn aus Beispiel Nr. 3 ohne
das Anlegen einer Belastung bei 120 °C oder mehr erhalten wurden.
Obgleich die Feder aus Beispiel Nr. 4 eine bessere Durchhangbeständigkeit
zeigt, ist ihre Lebensdauer im wesentlichen dieselbe wie die der
Feder aus Beispiel Nr. 3. Die Feder aus Beispiel Nr. 5 wurde durch
die Anwendung eines Nitrierverfahrens erhalten, wohingegen die Feder
aus Beispiel Nr. 4 ohne die Anwendung eines Nitrierverfahrens erhalten
wurde. Obgleich die Federn aus den Beispielen Nr. 4 und 5 im wesentlichen
dieselbe Durchhangbeständigkeit
haben, zeigt die Feder aus Beispiel Nr. 5 eine bessere Le bensdauer
im Vergleich zu der Feder aus Beispiel Nr. 4. Beispiel Nr. 6 unterscheidet
sich von Beispiel Nr. 5 hinsichtlich des Ziehgrades und des Durchmessers
des Drahtes, obgleich die Federn aus den Beispielen Nr. 5 und 6
im wesentlichen dieselbe Stahlmaterialzusammensetzung und Behandlungsarten
aufweisen. Aufgrund dieser Unterschiede weist Beispiel Nr. 6 eine
Zugfestigkeit in Höhe
von 2113 MPa sowie eine bessere Lebensdauer auf. Beispiel Nr. 7
nutzt ein Stahlmaterial mit einem relativ geringen Kohlenstoffgehalt,
wohingegen Beispiel Nr. 8 ein Stahlmaterial mit einem relativ hohen
Kohlenstoffgehalt nutzt. Die Federn aus den Beispielen Nr. 7 und
8 zeigen eine hervorragende Durchhangbeständigkeit und Ermüdungseigenschaften.
Die Beispiele Nr. 11 und 12 verfügen über einen
relativ hohen Gehalt an Chrom und Vanadium und über eine erhöhte Anzahl
an Fällungsmitteln
mit einem Durchmesser von 50 μm
oder weniger sowie eine bessere Durchhangbeständigkeit und Lebensdauer.
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Beispiel
Nr. 10 erfüllt
sowohl den Ausdruck (1) als auch (2). In Beispiel Nr. 10 ist jedoch
die Abkühlgeschwindigkeit
bis auf eine Temperatur des Drahtes von 400 °C nach der isothermen Umwandlung
zum Zeitpunkt des Patentierens schnell und die Menge an Fällungsmitteln
verringert sich. Im Ergebnis ist in Beispiel Nr. 10 die Anzahl an
Fällungsmitteln
mit einem Durchmesser von 50 μm
oder weniger pro Flächeneinheit
kleiner als zehn. Im Ergebnis verfügt die Feder aus Beispiel Nr.
10 über
eine etwas schlechtere Durchhangbeständigkeit im Vergleich zu den
Federn der Beispiele Nr. 2 bis 9. Die Lebensdauer der Feder aus
Beispiel Nr. 10 ist jedoch so lang wie die der anderen Beispiele
Nr. 1 bis 9, 11 und 12.
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Im
Vergleich zu den obigen Beispielen Nr. 1 bis 12 sind die Beispiele
Nr. 13 bis 17 Vergleichsbeispiele. Keines dieser Vergleichsbeispiele
erfüllt
mindestens eine der in dieser Erfindung definierten Vorraussetzungen.
Im Ergebnis der Experimente wurde bestätigt, daß die Beispiele Nr. 13 bis
17 im Hinblick auf mindestens eine der in den Beispielen Nr. 1 bis
12 zu findenden Eigenschaften schlechte Merkmale zeigen. Die chemische Zusammensetzung
des Stahlmaterials aus Beispiel Nr. 13 ist im wesentlichen dieselbe
wie in den Beispielen Nr. 1 bis 6. Da jedoch der Draht aus Beispiel
Nr. 13 beim Patentieren nicht mit Gas gekühlt wurde, wurde voreutektoides
Ferrit auf dem Draht aus Beispiel Nr. 13 erzeugt, und das Perlitbereichsverhältnis des
Drahtes aus Beispiel Nr. 13 war geringer als der in dieser Erfindung
definierte Bereich. Im Ergebnis ist die Lebensdauer der Feder aus
Beispiel Nr. 13 merklich kürzer
als die der Feder aus Beispiel Nr. 7, obgleich der Draht aus Beispiel Nr.
13 im wesentlichen dasselbe Niveau an Zugfestigkeit TS wie Beispiel
Nr. 7 aufweist.
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Der
Draht aus Beispiel Nr. 14 ist aus einem Stahl gemäß den Kriterien
von JIS G3502-SWRS92B. Die Feder aus Beispiel Nr. 14 zeigt jedoch
eine schlechtere Durchhangbeständigkeit
und Lebensdauer im Vergleich zu den Federn der Beispiele Nr. 1 bis
12. Es wird angenommen, daß der
Grund für
eine derart kurze Lebensdauer der Feder aus Beispiel Nr. 14 der
Tatsache zuzuschreiben ist, daß durch
die Verwendung des obigen Stahls mit einem höheren Kohlenstoffgehalt die
Fehlerempfindlichkeit erhöht
und zu einer früheren
Bildung von Ermüdungsstartpunkten
führt.
Ferner wird angenommen, daß der
Grund für
die geringere Durchhangbeständigkeit
der Feder aus Beispiel Nr. 14 dem geringeren Gehalt an Silizium,
Chrom, Vanadium usw. zuzuschreiben ist.
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Das
Stahlmaterial von Beispiel Nr. 15 enthält eine große Menge Silizium, und Chrom
und Vanadium sind ebenso darin enthalten. Da jedoch das Stahlmaterial
mit einem hohen Kohlenstoffgehalt zur Herstellung der Feder aus
Beispiel Nr. 15 verwendet wird, ist die Lebensdauer der Feder aus
Beispiel Nr. 15 kurz, obgleich ihre Durchhangbeständigkeit
gut ist.
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Die
Feder aus Beispiel Nr. 16 enthält
im Vergleich zu der Feder aus Beispiel Nr. 15 weniger Silizium. Demgemäß weist
die Feder aus Beispiel Nr. 16 im Vergleich zu der Feder aus Beispiel
Nr. 15 eine schlechtere Durchhangbeständigkeit auf. Das Stahlmaterial
aus Beispiel Nr. 17 verfügt über einen
Kohlenstoffgehalt innerhalb des in dieser Erfindung definierten
Bereiches. Das Stahlmaterial aus Beispiel Nr. 17 enthält jedoch
etwas weniger Silizium. Demgemäß ist die
Ermüdungseigenschaft
der Feder aus Beispiel Nr. 17 etwas besser als die der Federn der
Beispiele Nr. 14 bis 16, die Feder aus Beispiel Nr. 17 verfügt nicht über eine
so hohe Ermüdungseigenschaft
wie die Federn aus den erfinderischen Beispielen, und ihre Durchhangbeständigkeit
ist im Vergleich zu den Federn der erfinderischen Beispiele merklich
schlechter.
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Industrielle Anwendbarkeit
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Diese
Erfindung ist wie oben erörtert
konstruiert. Gemäß dieser
Erfindung wird ein Stahldraht, der zur Herstellung hartgezogener
Federn verwendet wird, die eine zu Federn unter Verwendung eines ölgehärteten Drahtes äquivalente
oder höhere
Ermüdungsfestigkeit
und Durchhangbeständigkeit
zeigen können,
ein Draht für
derartige hartgezogene Federn, die hartgezogenen Federn und ein
nützliches
kostengünstiges
Verfahren zur Herstellung dieser hartgezogenen Federn realisiert.
