DE102010046772A1

DE102010046772A1 - Federstahl und Feder mit hervorragender Korrosionsschwingfestigkeit

Info

Publication number: DE102010046772A1
Application number: DE201010046772
Authority: DE
Inventors: Tomohiro Nagoya Nakano; Takanori Nagoya Kuno; Takayuki Nagoya Sakakibara; Masami Nagoya Wakita
Original assignee: Chuo Hatsujo KK
Current assignee: Chuo Hatsujo KK
Priority date: 2009-09-29
Filing date: 2010-09-28
Publication date: 2011-03-31
Also published as: JP5653022B2; JP2011074431A

Abstract

Es sind ein Federstahl und eine Feder mit einer hervorragenden Korrosionsschwingfestigkeit und einer Festigkeit in der Größenordnung von HRC 53 bis HRC 56 offenbart. Der Federstahl umfasst angelassenen Martensit und 2,1 bis 2,4% Si, in Massenprozent bezogen auf die Gesamtmasse des Federstahls.

Description

Die vorliegenden Lehren betreffen einen Federstahl und eine Feder und in bevorzugten Ausführungsformen einen Federstahl und eine Feder mit hervorragender Korrosionsschwingfestigkeit.
In den letzten Jahren gab es einen wachsenden Bedarf für Federstahl und Federn mit höheren Festigkeiten. Bei hochfesten Federn, wenn die Härte erhöht worden ist, um die Durchbiegebeständigkeit aufrechtzuerhalten, bestand jedoch eine Tendenz dahingehend, dass die Schlagfestigkeit, die Zähigkeit und die Korrosionsschwingfestigkeit des Stahls abnahmen. Im Hinblick auf die Optimierung dieser verschiedenen Eigenschaften wurden verschiedene Materialien in Betracht gezogen. Insbesondere offenbaren WO 2006/022009 und dessen englisches Äquivalent US 2007-256765 A1 (nachstehend „Patentdokument 1”) einen Federstahl, der die folgenden Formeln (1) bis (3) erfüllt: 1,2% ≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%) ≤ 2,0% (1), 1,4% ≤ Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%) ≤ 2,4% (2) und 0,4% ≤ Cu(%) + Ni(%) (3).
Zur Verbesserung der Korrosionsschwingfestigkeit weist der Federstahl des Patentdokuments 1 darüber hinaus zehn oder weniger Einschlüsse, die jeweils einen Durchmesser von 10 μm oder mehr aufweisen, pro Messfeld von 100 mm² auf. Die Prozentangaben in den vorstehend genannten Formeln (1) bis (3) beziehen sich auf Massenprozente.
Selbst wenn die in dem vorstehend genannten Patentdokument beschriebenen Materialzusammensetzungen verwendet wurden, war es jedoch schwierig, jede der vorstehend genannten Eigenschaften auf einem akzeptablen Niveau und bei niedrigen Kosten zu optimieren. Daher ist es eine Aufgabe der Offenbarung der vorliegenden Lehren, einen verbesserten Federstahl und eine Feder bereitzustellen, die z. B. eine hervorragende Korrosionsschwingfestigkeit aufweisen.
Als Ergebnis der Durchführung von Untersuchungen verschiedener Federstahl-Legierungszusammensetzungen haben die Erfinder einen Bereich von Federstahl-Legierungszusammensetzungen gefunden, die z. B. eine zufrieden stellende Korrosionsschwingfestigkeit aufweisen, während auch eine hohe Festigkeit aufrechterhalten wird.
In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst ein Federstahl, wie er hier bereitgestellt wird, angelassenen Martensit und die in dem Stahlmaterial enthaltene Si-Menge beträgt, in Massenprozent, 2,1 bis 2,4% der Gesamtmasse des Stahls.
Ferner bezieht sich der Begriff „angelassener Martensit”, wie er in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, auf einen Stahl, bei dem eine Austenitstruktur durch zuerst Durchführen einer Abschreckbehandlung, bei der das Stahlmaterial auf eine hohe Temperatur erwärmt und dann rasch abgekühlt wird, und durch anschließendes Erwärmen auf eine vorgegebene Anlasstemperatur (eine Temperatur unter der Temperatur, bei welcher der Stahl in Austenit umgewandelt wird), worauf abgekühlt wird, in eine Martensitstruktur umgewandelt worden ist.
Alle hier genannten Prozentangaben sind Massenprozente, falls nichts anderes angegeben ist.
Die 1 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Carbidgröße und den Summenanteilen bezogen auf die Gesamtzahl von Carbiden in dem Stahlmaterial zeigt.
In einem Aspekt der vorliegenden Lehren kann der Federstahl ferner die Bedingung erfüllen, dass die Anzahl von Carbiden, die in dem angelassenen Martensit enthalten sind, wobei die Carbide eine minimale Länge von weniger als 15 nm aufweisen, 40% oder mehr der Gesamtzahl von Carbiden beträgt.
Ferner bezieht sich der Begriff „minimale Länge”, wie er in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, auf die Länge der kurzen Seite eines Rechtecks, das entlang Außenkanten des Carbids gebildet werden kann. Wenn das Carbid kugelförmig ist, ist die minimale Länge äquivalent zu dessen Durchmesser. Wenn das Carbid nadelförmig ist, ist die minimale Länge äquivalent zu dessen Dicke (Breite).
In einem Aspekt der vorliegenden Lehren umfasst der Federstahl, in Massenprozent: 0,35 bis 0,55% C, 0,20 bis 1,50% Mn, 0,10 bis 1,50% Cr und ein oder zwei oder drei Elemente), das oder die aus der Gruppe, bestehend aus 0,40 bis 3,00% Ni, 0,05 bis 0,50% Mo und 0,05 bis 0,50% V, ausgewählt ist oder sind. Zusätzlich zu diesen Legierungskomponenten ist der Rest des Federstahls eines von im Wesentlichen, vorwiegend oder vollständig Fe (Eisen) und z. B. nicht mehr als geringe Mengen an zufällig vorliegenden Elementen und/oder unvermeidbare Verunreinigungen.
Zusätzlich oder alternativ kann die Menge an Mn, die in dem Federstahl enthalten ist, 0,40 bis 0,50% betragen. Zusätzlich oder alternativ kann die Menge an Ni, die in dem Federstahl enthalten ist, 0,50 bis 0,60% betragen.
Zusätzlich oder alternativ kann der Federstahl nach dem Abschrecken und Anfassen vorzugsweise eine Korrosionsbeständigkeit von 40000 Schwingungszyklen oder mehr (vorzugsweise 45000 oder mehr und mehr bevorzugt 50000 oder mehr) aufweisen.
In einem anderen Aspekt der vorliegenden Lehren wird auch eine Feder bereitgestellt, die jedweden der vorstehend genannten oder nachstehend genannten Federstähle umfasst.
Nachstehend werden repräsentative, nicht-beschränkende Beispiele der vorliegenden Erfindung detaillierter beschrieben. Diese detaillierte Beschreibung soll lediglich einem Fachmann weitere Details zur Ausführung bevorzugter Aspekte der vorliegenden Lehren bereitstellen und soll den Schutzbereich der Erfindung nicht beschränken. Ferner kann jede(s) der nachstehend offenbarten zusätzlichen Merkmale und Lehren separat oder zusammen mit anderen Merkmalen und Lehren genutzt werden, um einen verbesserten Federstahl und verbesserte Federn, die den Federstahl umfassen, bereitzustellen.
Darüber hinaus sind Kombinationen von Merkmalen und Schritten, die in der nachstehenden detaillierten Beschreibung offenbart sind, gegebenenfalls nicht erforderlich, um die Erfindung im weitesten Sinn auszuführen, und diese werden lediglich gelehrt, um repräsentative Beispiele der Erfindung speziell zu beschreiben. Ferner können verschiedene Merkmale der vorstehend beschriebenen und nachstehend beschriebenen repräsentativen Beispiele sowie die verschiedenen unabhängigen und abhängigen Ansprüche in einer Art und Weise kombiniert werden, die nicht speziell und explizit angegeben ist, um zusätzliche nützliche Ausführungsformen der vorliegenden Lehren bereitzustellen.
Alle in der Beschreibung und/oder den Ansprüchen offenbarten Merkmale sollen als getrennt und unabhängig voneinander zum Zweck der ursprünglichen Offenbarung ebenso wie zum Zweck des Einschränkens des beanspruchten Gegenstands unabhängig von den Merkmalskombinationen in den Ausführungsformen und/oder den Ansprüchen angesehen werden. Darüber hinaus sollen alle Bereichsangaben oder Angaben von Gruppen von Einheiten jeden möglichen Zwischenwert oder Untergruppe von Einheiten zum Zweck der ursprünglichen Offenbarung ebenso wie zum Zweck des Einschränkens des beanspruchten Gegenstands offenbaren.
In einem weiteren Aspekt der vorliegenden Lehren kann durch Auswählen der Menge an Si, die in einem Federstahl vorliegt, der angelassenen Martensit enthält, innerhalb des Bereichs von 2,1 bis 2,4% ein Federstahl mit einer zufrieden stellenden Dauerbeständigkeit bezogen auf die Korrosionsschwingfestigkeit oder dergleichen hergestellt werden. Wenn ferner die Menge an Si innerhalb des vorstehend genannten Bereichs liegt, kann durch Abschrecken und Anlassen des Stahlmaterials ein Federstahl mit einer gewünschten Festigkeit, typischerweise einer Festigkeit von etwa HRC 53 bis HRC 56, realisiert werden. Während das vorstehend genannte Patentdokument 1 angibt, dass die Menge an Si, die in dem Stahlmaterial enthaften ist, 1,80 bis 2,80% beträgt, kann die gewünschte Korrosionsschwingfestigkeit nicht erhalten werden und/oder das Entkohlungsausmaß kann in unerwünschter Weise zunehmen, wenn das Stahlmaterial gewalzt wird, wie es weiter unten diskutiert wird. Nachstehend werden Ausführungsformen der vorliegenden Lehren detailliert erläutert.
Federstahl
Der Federstahl der vorliegenden Lehren enthält vorzugsweise angelassenen Martensit und die Menge an Si (Silizium), die in dem Stahlmaterial enthalten ist, ist auf 2,1 bis 2,4% eingestellt. Wenn die Si-Menge in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, ist dies zur Verbesserung der Durchbiegebeständigkeit, der Anlasseigenschaften und der Korrosionsschwingfestigkeit effektiv. Wenn die Menge an Si weniger als 2,1% beträgt, nimmt die Korrosionsschwingfestigkeit ab, da in dem angelassenen Martensit leicht große Carbide ausgeschieden werden. Wenn die Menge an Si 2,4% übersteigt, findet leicht eine Entkohlung statt, wenn der Stahl gewalzt wird, wodurch die Gefahr besteht, dass die Dauerschwingfestigkeit, die Korrosionsschwingfestigkeit oder dergleichen abnehmen. Die Menge an Si in dem Federstahl beträgt im Hinblick auf die Verbesserung der Korrosionsschwingfestigkeit mehr bevorzugt 2,2 bis 2,4% und noch mehr bevorzugt 2,3 bis 2,4%. Darüber hinaus wird gemäß dem in den nachstehenden Beispielen beschriebenen Prüfverfahren ein Zahlenwert erhalten, der die Korrosionsschwingfestigkeit” repräsentiert.
Carbid
Ein Kohlenstoffstahl unterliegt einer Umwandlung in Martensit, wenn er ausgehend von einem erwärmten Austenit abgeschreckt wird. Anschließend wird er in angelassenen Martensit umgewandelt, nachdem er auf eine vorgegebene Anlasstemperatur erwärmt worden ist, und in dem angelassenen Martensit liegen Carbide vor. In dem Federstahl weist die Größe der in dem angelassenen Martensit vorliegenden Carbide einen Effekt auf die Festigkeit und die Korrosionsschwingfestigkeit auf. In dem Federstahl der vorliegenden Lehren ist die Anzahl der Carbide, die in dem angelassenen Martensit enthalten sind, wobei die Carbide eine minimale Länge von weniger als 15 nm aufweisen, auf 40% oder mehr der Gesamtzahl von Carbiden eingestellt. Wenn die Anzahl von Carbiden mit geringer Größe, d. h. mit einer minimalen Länge von weniger als 15 nm, zunimmt, nimmt die Anzahl von großen Carbiden, d. h. mit einer minimalen Länge von 15 nm oder mehr, entsprechend ab. In der folgenden Erläuterung werden Carbide mit einer minimalen Länge von weniger als 15 nm als „Carbide mit geringer Größe” bezeichnet, während Carbide mit einer minimalen Länge von 15 nm oder mehr als große Carbide” bezeichnet werden.
Die Verminderung des Anteils der großen Carbide (bezogen auf die Gesamtzahl von Carbiden) in dem angelassenen Martensit ermöglicht die Realisierung eines Federstahls mit einer hervorragenden Korrosionsschwingfestigkeit, während eine zufrieden stellende Festigkeit beibehalten wird. Insbesondere kann durch Einstellen der Größe und des Anteils der Carbide innerhalb eines geeigneten Bereichs, wie es vorstehend angegeben worden ist, ein Federstahl mit einer zufrieden stellenden Korrosionsschwingfestigkeit einfach realisiert werden, während auch eine Festigkeit von etwa HRC 53 bis HRC 56 vorliegt. Ferner beträgt der Anteil an Carbiden mit geringer Größe (bezogen auf die Gesamtzahl von Carbiden) in dem angelassenen Martensit vorzugsweise 50% oder mehr und mehr bevorzugt 60% oder mehr.
Federstähle gemäß den vorliegenden Lehren fallen vorzugsweise mindestens in den vorstehend genannten Bereich der darin enthaltenen Si-Menge und weisen vorzugsweise ferner den vorstehend genannten Anteil der Carbide mit geringer Größe bezogen auf die Gesamtzahl von Carbiden auf. In diesem Fall kann ein Federstahl mit hervorragender Festigkeit und Korrosionsschwingfestigkeit einfach erhalten werden.
Der Federstahl kann, in Massenprozent, auch 0,35 bis 0,55% C, 0,20 bis 1,50% Mn und 0,10 bis 1,50% Cr enthalten.
C: Kohlenstoff
Die Konzentration von C beträgt vorzugsweise 0,35 bis 0,55%. Wenn die Konzentration von C in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, kann ein Federstahl mit einer zufrieden stellenden Festigkeit durch Abschrecken und Anlassen erhalten werden. Wenn die Konzentration von C weniger als 0,35% beträgt, kann ein Federstahl mit einer zufrieden stellenden Festigkeit nach dem Abschrecken und Anlassen für bestimmte Aspekte oder Anwendungen der vorliegenden Lehren nicht erhalten werden. Wenn darüber hinaus die Konzentration von C 0,55% übersteigt, kann die Zähigkeit abnehmen und während des Abschreckens mit Wasser können Abschreckrisse auftreten. Darüber hinaus besteht auch die Gefahr einer Abnahme der Dauerschwingfestigkeit und der Korrosionsschwingfestigkeit. Die Konzentration von C beträgt vorzugsweise 0,45 bis 0,50%, obwohl die bevorzugte Konzentration von den anderen Legierungskomponenten und deren Konzentrationen abhängt. Wenn C innerhalb dieses Bereichs liegt, wird es zusätzlich zu einer einfachen Realisierung einer zufrieden stellenden Festigkeit auch einfach, eine Dauerbeständigkeit zu erhalten, einschließlich eine zufrieden stellende Korrosionsschwingfestigkeit, und zwar gemäß den relativen Konzentrationen anderer Legierungskomponenten. Mehr bevorzugt beträgt die Obergrenze der Konzentration von C 0,49% und noch mehr bevorzugt 0,48%. Darüber hinaus beträgt die Untergrenze der Konzentration von C vorzugsweise 0,46% und mehr bevorzugt 0,47%.
Mn: Mangan
Die Konzentration von Mn beträgt vorzugsweise 0,20 bis 1,50%. Eine zufrieden stellende Korrosionsschwingfestigkeit kann bei dem Federstahl erhalten werden, wenn die Mn-Konzentration innerhalb dieses Bereichs liegt. Wenn die Konzentration von Mn 1,50% übersteigt, neigt die Korrosionsschwingfestigkeit dazu, abzunehmen. Wenn die Konzentration von Mn weniger als 0,20% beträgt, neigen die Festigkeit und die Abschreckeigenschaften zu einer Verschlechterung und es besteht eine Tendenz dahingehend, dass während des Walzens leicht Risse auftreten. Im Hinblick darauf beträgt die Obergrenze der Konzentration von Mn in dem Federstahl mehr bevorzugt 0,70% und noch mehr bevorzugt 0,50% oder weniger. Die Untergrenze der Konzentration von Mn beträgt mehr bevorzugt 0,40%.
Cr: Chrom
Die Konzentration von Cr beträgt vorzugsweise 0,10 bis 1,50%. Wenn die Konzentration von Cr in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, kann dadurch die Festigkeit gewährleistet werden und die Abschreckeigenschaften können verbessert werden. Wenn die Konzentration von Cr weniger als 0,10% beträgt, werden diese Effekte für bestimmte Aspekte oder Anwendungen der vorliegenden Lehren unzureichend. Wenn darüber hinaus die Konzentration von Cr 1,50% übersteigt, wird die angelassene Struktur heterogen und es besteht ein größeres Risiko einer Beeinträchtigung der Durchbiegebeständigkeit. Die Obergrenze der Konzentration von Cr beträgt mehr bevorzugt 0,30% und die Untergrenze beträgt mehr bevorzugt 0,20%.
Der Federstahl der vorliegenden Lehren umfasst vorzugsweise ein oder zwei oder alle Elemente, das oder die aus der Gruppe, bestehend aus 0,40 bis 3,00% Ni, 0,05 bis 0,50% Mo und 0,05 bis 0,50% V, ausgewählt ist oder sind. Mehr bevorzugt umfasst der Federstahl alle drei dieser Elemente innerhalb der vorstehend genannten Konzentrationen. In diesem Fall wird zusätzlich dazu, dass eine zufrieden stellende Zähigkeit erhalten wird, für bestimmte Aspekte oder Anwendungen der vorliegenden Lehren auch eine zufrieden stellende Korrosionsschwingfestigkeit erhalten.
Ni: Nickel
Die Konzentration von Ni beträgt vorzugsweise 0,40 bis 3,00%. Wenn die Konzentration von Ni in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, weist es einen Effekt zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit auf. Wenn die Konzentration von Ni weniger als 0,40% beträgt, wird dieser Effekt für bestimmte Aspekte oder Anwendungen der vorliegenden Lehren unzureichend. Wenn die Konzentration von Ni 3,00% übersteigt, werden weitere Verbesserungen der Korrosionsbeständigkeit nicht festgestellt, da dieser Effekt dazu neigt, bei etwa 3,00% einen Spitzenwert oder ein Maximum zu erreichen (gesättigt zu sein). Mehr bevorzugt beträgt die Obergrenze der Konzentration von Ni 1,00% oder weniger und noch mehr bevorzugt 0,60% oder weniger. Von der Gruppe von Ni, Mo und V umfasst der Federstahl vorzugsweise mindestens Ni.
Mo: Molybdän
Die Konzentration von Mo beträgt vorzugsweise 0,05 bis 0,50%. Wenn die Konzentration von Mo in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, kann die Korrosionsschwingfestigkeit verbessert werden. Wenn die Konzentration von Mo weniger als 0,05% beträgt, wird dieser Effekt für bestimmte Aspekte oder Anwendungen der vorliegenden Lehren unzureichend, und wenn die Konzentration von Mo 0,50% übersteigt, werden keine weiteren Verbesserungen der Korrosionsbeständigkeit festgestellt, da dieser Effekt dazu neigt, bei etwa 0,50% einen Spitzenwert oder ein Maximum zu erreichen (gesättigt zu sein). Die Konzentration von Mo beträgt vorzugsweise 0,20% oder weniger und mehr bevorzugt 0,10% oder weniger.
V: Vanadium
Die Konzentration von V beträgt vorzugsweise 0,05 bis 0,50%. Wenn die Konzentration von V in dem Federstahl innerhalb dieses Bereichs liegt, ist dies zur Verminderung der Große der Kristallkörner und zur Verbesserung der Ausscheidungshärtung effektiv. Wenn die Konzentration von V weniger als 0,05% beträgt, wird dieser Effekt für diesen Zweck unzureichend, während dann, wenn die Konzentration von V 0,50% übersteigt, die Gefahr besteht, dass Carbide Korrosionsnarben in der Stahloberfläche bilden und diese Narben zum Ausgangspunkt von Rissbrüchen werden. Darüber hinaus nimmt die Zähigkeit ab. Mehr bevorzugt beträgt die Konzentration von V 0,30% oder weniger und noch mehr bevorzugt 0,20% oder weniger. Die Konzentration von V beträgt noch mehr bevorzugt 0,10% oder weniger.
Darüber hinaus kann der Federstahl P (Phosphor) enthalten. Da eine Tendenz dahingehend besteht, dass P eine Versprödung der Kristallkorngrenzen verursacht, beträgt die Konzentration von P vorzugsweise 0,010% oder weniger und mehr bevorzugt 0,005% oder weniger.
Darüber hinaus kann der Federstahl S (Schwefel) enthalten. Da bei S in der gleichen Weise wie bei P eine Tendenz dahingehend besteht, dass eine Versprödung der Kristallkorngrenzen verursacht wird, beträgt die Konzentration von S vorzugsweise 0,010% oder weniger und mehr bevorzugt 0,005% oder weniger.
Der Federstahl kann Cu (Kupfer) enthalten. Die Konzentration von Kupfer in dem Federstahl beträgt vorzugsweise 0,20% oder weniger und mehr bevorzugt 0,05% oder weniger.
Der Federstahl kann zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Legierungskomponenten Ti (Titan, vorzugsweise in einer Konzentration von 0,005 bis 0,030%) enthalten. Darüber hinaus kann der Federstahl B (Bor, vorzugsweise in einer Konzentration von 0,0015 bis 0,0025%) enthalten. Zusätzlich dazu, dass diese Legierungskomponenten enthalten sind, ist der Rest des Federstahls eines von mindestens im Wesentlichen, vorwiegend oder vallständig Fe (Eisen) und z. B. nicht mehr als kleine Mengen von zufällig vorhandenen Elementen und/oder unvermeidbaren Verunreinigungen.
Korrosionsschwingfestigkeit
Ein Beispiel für die Ursache eines Federbruchs, der auf eine Korrosionsermüdung zurückzuführen ist, umfasst die Bildung feiner Vertiefungen (Narben) in der Oberfläche der Feder aufgrund einer Korrosion (nachstehend als „Korrosionsnarben” bezeichnet) und eine Spannung, die sich anschließend in den Korrosionsnarben konzentriert. Da es schwierig ist, die Bildung der Korrosionsnarben vollständig zu verhindern, ist es bevorzugt, wenn das Stahlmaterial keiner Abnahme der Dauerschwingfestigkeit unterliegt, wenn die Bildung von Korrosionsnarben unvermeidlich ist. Die Korrosionsschwingfestigkeit der Feder kann gemäß einer Korrosionsschwingfestigkeitsprüfung, die nachstehend detailliert beschrieben wird, quantifiziert werden. Insbesondere kann die Beständigkeit des Federstahls gegen eine Korrosiansermüdung gemäß der Anzahl von Federschwingungen während des Verlaufs der nachstehend beschriebenen Korrosionsschwingfestigkeitsprüfung, die bis zum Reißen oder Brechen der Feder vorliegen, bewertet werden.
Die Härte der Feder wird nach dem Abschrecken und Anlassen vorzugsweise auf eine HRC von 53 bis 56 eingestellt. Wenn die Rockwellhärte innerhalb dieses Bereichs liegt, kann eine Feder mit einem geringen Gewicht und einer hohen Festigkeit erhalten werden. Darüber hinaus beträgt die Anzahl der Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen des Federstahls nach der Abschreck- und Anlassbehandlung vorzugsweise 40000 Schwingungszyklen oder mehr, mehr bevorzugt 45000 Schwingungszyklen oder mehr und besonders bevorzugt 50000 Schwingungszyklen oder mehr.
Nachstehend werden bevorzugte Verfahren zur Herstellung einer Feder unter Verwendung des vorstehend beschriebenen Federstahls erläutert. Der hier beschriebene Federstahl kann verwendet werden, um verschiedene Arten von Federn durch Durchführen eines oder mehrerer von einem bekannten Heißformschritt, einem Kaltformschritt, einem Warmformschritt, usw., zu erzeugen. Beispielsweise kann eine repräsentative Schraubenfeder in der folgenden Weise hergestellt werden. insbesondere kann nach dem Formen des in den vorliegenden Lehren offenbarten Federstahls zu einem Rundstahlstab, einem Walzdraht, einem Draht, einem Plattenmaterial, usw., das Material in die Form der Schraubenwendel gebracht werden, dann kann mit der Schraubenwendel ein Warmkugelstrahlen durchgeführt werden und dann kann mit der warmkugelgestrahlten Schraubenwendel ein Heißhärten (auch als Heißhärteverfahren und Wärmehärten bekannt) durchgeführt werden, um die Feder herzustellen. Unter Verwendung eines solchen Herstellungsverfahrens kann eine Schraubenfeder für ein Kraftfahrzeugfahrwerk mit einer hervorragenden Durchbiegebeständigkeit und Dauerbeständigkeit erhalten werden. Ein Beispiel einer spezifischeren Ausführungsform ist eine Schraubenfeder für ein Kraftfahrzeugfahrwerk, die unter Verwendung des in der vorliegenden Beschreibung offenbarten Federstahls und durch Durchführen von Schritten hergestellt wird, die einen oder mehrere eines Schraubenwendelformens, einer Wärmebehandlung, einer Heißhärtung, eines Warmkugelstrahlens, eines Kaltkugelstrahlens und eines Kalthärtens umfassen. Der Schraubenwendelformschritt kann in einem Heißmodus (bei einer Temperatur, die mit der Rekristallisationstemperatur des Drahtmaterials identisch oder höher als diese ist), in einem Warmmodus (bei einer Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur des Drahtmaterials) oder in einem Kaltmodus (bei Raumtemperatur) durchgeführt werden. Darüber hinaus können verschiedene herkömmlich bekannte Verfahren verwendet werden, um das Material in der Form einer Schraubenwendel auszubilden. Beispielsweise kann die Schraubenwendel unter Verwendung einer Wendelwickelmaschine oder mit einem Verfahren gebildet werden, bei dem das Material um einen Kernstab gewickelt wird.
In dem Wärmebehandlungsschritt wird die Wärmebehandlung mit einer Schraubenwendel durchgeführt, die nach dem vorstehend genannten Schraubenwendelformschritt in der Form einer Schraubenwendel ausgebildet worden ist. Die in diesem Schritt durchgeführte Wärmebehandlung ist abhängig davon unterschiedlich, ob der vorstehend genannte Schraubenwendelformschritt im Heißmodus, im Warmmodus oder im Kaltmodus durchgeführt worden ist. Wenn beispielsweise der Schraubenwendelformschritt im Heißmodus durchgeführt worden ist, werden mit der Schraubenwendel ein Abschrecken und Anlassen durchgeführt. Durch das Abschrecken und Anlassen werden der Schraubenwendel eine Festigkeit und Zähigkeit verliehen. Wenn andererseits der Schraubenwendelformschritt im Kaltmodus durchgeführt worden ist, wird mit der Schraubenwendel ein Niedertemperaturanlassen durchgeführt, was eine schädliche Restspannung (Restzugspannung) vom Inneren und der Oberfläche der Schraubenwendel beseitigt. Das Abschrecken und das Anfassen sowie das Niedertemperaturanlassen können mit der Schraubenwendel gemäß jedwedem herkömmlich bekannten Verfahren durchgeführt werden.
In dem Heißhärtungsschritt wird das Härten mit der Schraubenwendel bei einer hohen Temperatur durchgeführt. Das Heißhärten verbessert die Dauerbeständigkeit durch Ausüben einer gerichteten Druckrestspannung auf die Schraubenwendel; die Durchbiegebeständigkeit der Schraubenwendel wird auch durch Erzeugen einer vergleichsweise großen plastischen Verformung in der Schraubenwendel verbessert. In dem vorliegenden Beispiel kann die Temperatur, bei der das Heißhärten durchgeführt wird, zweckmäßig innerhalb eines Temperaturbereichs eingestellt werden, der mit der Rekristallisationstemperatur des Drahtmaterials identisch oder niedriger als diese ist und der höher als Raumtemperatur ist. Beispielsweise kann das Heißhärten der Schraubenwendel bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs von 150 bis 400°C durchgeführt werden. Als Ergebnis der Durchführung des Härtens innerhalb eines solchen Temperaturbereichs kann das Ausmaß der plastischen Verformung, die auf die Schraubenwendel ausgeübt wird, erhöht werden, und die Durchbiegebeständigkeit kann verbessert werden. Darüber hinaus kann das Ausmaß des Durchbiegens δh beim Härten zweckmäßig gemäß der Gesamtlänge L (Gesamtlänge Ls während des Härtens) der Kraftfahrzeugfahrwerk-Schraubenfeder festgelegt werden. Ferner können verschiedene herkömmlich bekannte Verfahren für das Härteverfahren eingesetzt werden.
Bei dem Warmkugelstrahlschritt wird eine Schraubenwendel, die der vorstehend beschriebenen Wärmebehandlung unterzogen worden ist, dann einem Warmkugelstrahlen unterzogen, das die Dauerbeständigkeit und die Korrosionsschwingfestigkeit dadurch verbessert, dass der Schraubenwendeloberfläche eine hohe Druckrestspannung verliehen wird. In dem vorliegenden Beispiel kann die Temperatur, bei der das Kugelstrahlen durchgeführt wird, zweckmäßig innerhalb eines Temperaturbereichs eingestellt werden, der mit der Rekristallisationstemperatur des Drahtmaterials identisch oder niedriger als diese ist und der höher als Raumtemperatur ist. Beispielsweise kann die Warmkugelstrahlbehandlung der Schraubenwendel bei einer Schraubenwendeltemperatur von 150 bis 400°C durchgeführt werden. Ferner können in einem Stahlkugelstrahlverfahren verschiedene herkömmlich bekannte Verfahren eingesetzt werden.
Bei dem Kaltkugelstrahlschritt wird das Kugelstrahlen mit der bei Raumtemperatur vorliegenden Schraubenwendel durchgeführt, vorzugsweise unter Verwendung von Stahlkugeln. Die Dauerbeständigkeit der Schraubenwendel kann durch zusätzliches Durchführen eines Kaltkugelstrahlens nach dem Warmkugelstrahlen weiter verbessert werden. In diesem Fall ist der Durchmesser der in dem Kaltkugelstrahlschritt verwendeten Stahlkugeln vorzugsweise kleiner als der Durchmesser der in dem Warmkugelstrahlschritt verwendeten Stahlkugeln. Wenn beispielsweise der Durchmesser der in dem Warmkugelstrahlschritt verwendeten Stahlkugeln 1,2 mm beträgt, dann beträgt der Durchmesser der beim Kaltkugelstrahlen verwendeten Stahlkugeln vorzugsweise 0,8 mm. Die Oberflächenrauhigkeit der Schraubenwendel kann durch Durchführen des Kaltkugelstrahlschritts, nachdem der Schraubenwendel eine hohe Druckrestspannung in dem vorher durchgeführten Warmkugelstrahlschritt verliehen worden ist, verbessert werden, wodurch die Dauerbeständigkeit und die Korrosionsschwingfestigkeit der Schraubenwendel weiter verbessert werden. Ferner können in dem Stahlkugelstrahlschritt verschiedene herkömmlich bekannte Verfahren eingesetzt werden.
In dem Kalthärtungsschritt wird das Härten mit der bei Raumtemperatur vorliegenden Schraubenwendel durchgeführt. Die Durchbiegebeständigkeit der Schraubenwendel wird durch die Durchführung des Kalthärtungsschritts nach der Durchführung des vorstehend genannten Heißhärtungsschritts weiter verbessert. Das Ausmaß des Durchbiegens δc beim Kalthärten kann zweckmäßig gemäß der Gesamtlänge L (Gesamtlänge Ls während des Härtens) der Kraftfahrzeugfahrwerk-Schraubenfeder festgelegt werden. Ferner ist das Ausmaß des Durchbiegens δc des Kalthärtens vorzugsweise geringer als das Ausmaß des Durchbiegens δh des Heißhärtens.
Alternativ kann die Herstellung auch nur durch Durchführen des Warmkugelstrahlschritts und des Heißhärtungsschritts durchgeführt werden, während sowohl der Kaltkugelstrahlschritt als auch der Kalthärtungsschritt, die vorstehend beschrieben worden sind, weggelassen werden.
Darüber hinaus können zusätzlich zu jedem der vorstehend genannten Schritte andere Schritte einbezogen werden. Beispielsweise kann nach dem Heißhärtungsschritt ein Wasserkühlschritt durchgeführt werden.
Wie es vorstehend erläutert worden ist, kann gemäß den vorliegenden Lehren ein Federstahl und eine Feder mit einer hohen Festigkeit und einer hervorragenden Dauerbeständigkeit bezogen auf die Korrosionsschwingfestigkeit, usw., erhalten werden. Eine solche Feder wird vorzugsweise in Komponenten von Fahrzeugfahrwerkssystemen oder dergleichen eingesetzt, wie z. B. Schraubenfedern, Blattfedern, Torsionsstabfedern und/oder Stabilisatorstäben.
Beispiele
Im Folgenden ist eine Erläuterung von Beispielen angegeben, welche Ausführungsformen der vorliegenden Lehren darstellen. Ferner sind die folgenden Beispiele lediglich spezifische Beispiele zur Erläuterung der vorliegenden Lehren und beschränken die vorliegenden Lehren oder die Ansprüche nicht.
Stähle von Beispielen und von Vergleichsbeispielen, welche die in der nachstehenden Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen aufweisen, wurden jeweils unter Verwendung der folgenden zwei Typen von Herstellungsverfahren hergestellt. Die Stähle der Beispiele 1 bis 4 und des Vergleichsbeispiels 3 wurden gemäß dem nachstehenden Verfahren (2) hergestellt, während die Stähle der Vergleichsbeispiele 1 und 2 gemäß dem nachstehenden Verfahren (1) hergestellt worden sind.

(1) Stahlblöcke, die durch Schmelzen von Stahl in einem Hochofen oder einem Elektrolichtbogenofen in einem Massenproduktionsmaßstab hergestellt worden sind, wurden in Brammen aufgeteilt und gewalzt, worauf ein Walzen zu Walzdrähten durchgeführt wurde.
(2) Nach dem Schmelzen von zwei Tonnen Stahl in einem Vakuumofen wurde die Schmelze in Brammen aufgeteilt und gewalzt, worauf ein Walzen zu Walzdrähten durchgeführt wurde.

	C	Si	Mn	Cr	P	S	Ni	Cu	Mo	V	Ti	B
Bsp. 1	0,48	2,40	0,45	0,28	0,004	0,004	0,53	0,01	0,09	0,10	0,024	0,0020
Bsp. 2	0,47	2,38	0,45	0,29	0,004	0,004	0,55	0,01	0,19	0,10	0,024	0,0020
Bsp. 3	0,47	2,18	0,44	0,29	0,004	0,004	0,53	0,01	0,09	0,10	0,023	0,0021
Bsp. 4 1	0,46	2,17	0,69	0,19	0,005	0,007	0,27	0,01	0,08	0,09	0,024	0,0021
Vgl.-Bsp. 1	0,47	2,00	0,70	0,20	0,005	0,005	0,55	0	0	0,20	0	0
Vgl.-Bsp. 2	0,60	2.00	0,90	0	0,010	0,010	0,10	0	0	0	0	0
Vgl.-Bsp. 3	0,48	1,80	0,70	0,19	0,006	0,004	0,27	0,01	0,10	0,08	0,018	0,0017

Das Prüfen wurde bezüglich verschiedener Eigenschaften dieser Stähle unter Verwendung der nachstehend beschriebenen Verfahren durchgeführt.
1. Korrosionsermüdungsprüfung
(1) Prüfkörperherstellung

Die Prüfkörper wurden durch die aufeinander folgende Durchführung der folgenden Schritte mit den Walzdrähten jedes Stahls erhalten: Oberflächenpolieren, Erwärmen, Heißformen der Schraubenwendel, Ölabschrecken und Anlassen, wodurch Schraubenfedern hergestellt wurden. Ferner waren die Erwärmungsbedingungen ein Hochfrequenzinduktionserwärmen bei 990°C, wodurch die Federhärte (Härte nach dem Anlassen) auf HRC 55 eingestellt wurde. Ein Überblick über die resultierenden Schraubenfedern ist in der nachstehenden Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2

Federform	Drahtdurch-messer (mm)	Durchschnittlicher Durchmesser der Schraubenwendel (mm)	Freie Länge (mm)	Effektive Anzahl der Windungen (Windungen)	Federkonstante (N/mm)
Zylindrisch	∅ 12,4	∅ 110,9	323,0	4,05	39,1

(2) Prüfverfahren
Auf den resultierenden Federn wurden künstlich Narben (kleine Vertiefungen) ausgebildet und eine Ermüdungsprüfung (Japanese Automobile Standards Organization (JASO) C 604) wurde in einer korrosiven Umgebung durchgeführt. Die Narben wurden durch Anordnen einer Maske mit kleinen Löchern auf der Außenoberfläche jeder Feder an einer Stelle (3,1 Windungen vom Ende der Schraubenwendel), wo die Hauptbelastungsamplitude am größten ist, und dann Bilden von halbkugelförmigen Vertiefungen (künstlichen Narben) mit einem Durchmesser von 600 μm und einer Tiefe von 300 μm durch elektrolytisches Ätzen gebildet.

Der Belastungskonzentrationsfaktor der senkrechten Belastung (Hauptbelastung) in der Torsionsbelastung, die diesen Narben zugewiesen werden kann, betrug gemäß einer Finite-Elemente-Analyse 2,2. Eine wässrige Ammoniumchloridlösung wurde als Elektrolyt verwendet. Die korrosive Umgebung bestand aus dem Korrodieren nur des Abschnitts der Feder, der die künstlichen Narben aufwies, unter Verwendung einer Vernebelungsvorrichtung, die eine 5%ige wässrige NaCl-Lösung als korrosive Flüssigkeit versprühte, für 16 Stunden und dann Bedecken des Bereichs des künstlichen Narbenabschnitts mit einer absorbierenden Baumwolle, die mit einer 5%igen wässrigen NaCl-Lösung imprägniert war, und das Austrocknen der imprägnierten Baumwolle wurde unter Verwendung einer Ethylenumhüllung verhindert. Die Ermüdungsprüfung wurde durchgeführt, während sich die Feder in diesem umhüllten Zustand befand und die Anzahl der Schwingungszyklen, bis der Prüfkörper brach, wurde bestimmt. In der Ermüdungsprüfung wurde eine Federschwingungsrate von 2 Hz verwendet und Erregungen wurden durch paralleles Zusammendrücken unter Verwendung einer flachen Basis durchgeführt. Die Prüfhöhen wurden auf der Basis einer Hauptbelastungsbedingung von 507 ± 196 MPa durchgeführt, die so bestimmt wurde, als ob keine künstlichen Narben in dem künstlichen Narbenabschnitt ausgebildet worden wären (eine Höhe von 220 mm bei der maximalen Belastung (4031 N) und eine Höhe von 270 mm bei der minimalen Belastung (2079 N)). Die Ergebnisse sind zusammen in der Tabelle 3 gezeigt. Die Tabelle 3 zeigt auch die Menge an Si(%), die in den Stählen der Beispiele und der Vergleichsbeispiele enthalten ist. Tabelle 3

	Si-Menge	Anzahl der Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen	Anteil der Carbide mit geringer Größe bezogen auf die gesamten Carbide
	(Gew.%)	(× 10000 Zyklen)	(%)
Bsp. 1	2,40	5,9	68,3
Bsp. 2	2,38	5,1	66,5
Bsp. 3	2,18	4,9	55,4
Bsp. 4	2,17	4,1	52,4
Vgl.-Bsp. 1	2,00	2,9	39,4
Vgl.-Bsp. 2	2,00	2,4	36,8
Vgl.-Bsp. 3	1,80	2,7	25,8

2. Messung der Carbidanteile
(1) Prüfkörperherstellung
In den Messungen des Carbidanteils wurden die gleichen Stahlmaterialien wie bei der Korrosionsermüdungsprüfung verwendet. Prüfkörper wurden von einer einzelnen Stelle im Zentrum eines Federkörpers zu einer Größe von 10 × 5 × 3 bis 5 mm geschnitten; nach dem Polieren von deren Schnittfläche zu einer Spiegelglanzoberfläche wurde ein elektrolytisches Polieren der Schnittfläche unter Verwendung eines Elektrolyten durchgeführt. Als elektrolytische Polierlösung wurde ein Elektrolyt verwendet, der aus einem Gemisch von 8 Vol.-% Perchlorsäure, 10 Vol.-% Butoxyethanol, 70 Vol.-% Ethanol und 12 Vol.-% destilliertem Wasser bestand.
(2) Carbididentifizierung
Nach dem Polieren der Schnittfläche der Prüfkörper zu der Spiegelglanzoberfläche wurden die elektrolytisch polierten Oberflächen der Prüfkörper mit einem Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop (FE-SEM) untersucht. Die Untersuchung von allgemeinen Positionen wurde bei einer 25000-fachen Vergrößerung vorgenommen. Anschließend wurden Mikrographien von drei der untersuchten allgemeinen Positionen aufgenommen und Carbide wurden in den resultierenden Bildern identifiziert. Ferner war die Vergrößerung während der mikrographischen Bildgebung ebenfalls 25000-fach und die Größe der Mikrographien betrug 5,13 × 3,82 μm.
(3) Messung von Carbiden mit geringer Größe
Die minimale Länge, d. h. die Breite, der Carbide wurde für alle identifizierten Carbide gemessen und deren Größen wurden identifiziert. Anschließend wurden die identifizierten Carbide jeweils einem Breitenbereich in einem Intervall von 5 nm auf der Basis der identifizierten Größen zugeordnet (d. h. Breiten von 5 nm, 10 nm, 15 nm, usw.), die Anzahl von Carbiden innerhalb jeder Größe (Breitenbereich) wurde gezählt und der Anteil von Carbiden in jeder Größe bezogen auf die Gesamtzahl von Carbiden wurde durch Dividieren der Anzahl von Carbiden in jeder Größe durch die Gesamtzahl von Carbiden berechnet. Die Beziehung zwischen der Carbidgröße und dem Summenanteil bezogen auf die Gesamtzahl der Carbide ist in der 1 gezeigt. Die Carbidgröße (nm) ist auf der horizontalen Achse des Graphen aufgetragen, während der Summenanteil bezogen auf die Gesamtzahl der Carbide (%) auf der vertikalen Achse aufgetragen ist. Ferner zeigt die 1 die Summenanteile für die Beispiele 1 bis 4 und die Vergleichsbeispiele 1 bis 3. Darüber hinaus sind in der Tabelle 3 auch die Anteile von Carbiden mit einer Größe von 15 nm oder weniger für die Beispiele 1 bis 4 und die Vergleichsbeispiele 1 bis 3 gezeigt.
Wie es in der Tabelle 3 gezeigt ist, wurde festgestellt, dass alle Beispiele 1 bis 4 verglichen mit den Vergleichsbeispielen 1 bis 3 eine zufrieden stellende Anzahl von Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen aufwiesen. Insbesondere überstieg die Anzahl von Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen in jedem der Beispiele 1 bis 4 40000. Insbesondere überstieg die Anzahl von Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen in den Beispielen 1 und 2 50000 Schwingungszyklen. Darüber hinaus überstieg die Anzahl von Korrosionsbeständigkeit-Schwingungszyklen im Beispiel 1 55000 Schwingungszyklen, was zeigt, dass sich die Korrosionsschwingfestigkeit im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen 1 bis 3 beträchtlich verbessert hatte. Die Beispiele 1 bis 4 sind alle dadurch gekennzeichnet, dass sie Si in einer Menge von 2,1% oder mehr aufweisen. Die Beispiele 1 und 2 sind dadurch gekennzeichnet, dass sie Si in einer Menge von 2,3% oder mehr aufweisen. Die Beispiele 1 bis 4 sind auch dadurch gekennzeichnet, dass sie einen Summenanteil von Carbiden mit geringer Größe (zu der Gesamtzahl von Carbiden) von 40% oder mehr aufweisen. In den Beispielen 1 und 2 überstiegen die Summenanteile von Carbiden mit geringer Größe (zu der Gesamtzahl von Carbiden) 60%. Wie es in der Tabelle 1 gezeigt ist, sind die Beispiele 1 bis 3 darüber hinaus dadurch gekennzeichnet, dass sie Mn in einer Menge von 0,40 bis 0,50% aufweisen. Die Beispiele 1 bis 3 sind auch dadurch gekennzeichnet, dass sie Ni in einer Menge von 0,50 bis 0,60% aufweisen. Wie es in der 1 gezeigt ist, wurde ferner festgestellt, dass der Anteil an Carbiden mit geringer Größe (an der Gesamtzahl von Carbiden) mit zunehmender Menge des in dem Federstahl enthaltenen Si zunahm. Obwohl der Anteil von Carbiden mit geringer Größe (an der Gesamtzahl von Carbiden) weniger als 40% betrug, wenn die Si-Menge 2,0 betrug, wurde festgestellt, dass dann, wenn die Si-Menge 2,1% betrug, der Anteil von Carbiden mit geringer Größe (an der Gesamtzahl von Carbiden) den größten Anteil der Gesamtzahl von Carbiden lieferte.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

WO 2006/022009 [0002]
US 2007-256765 A1 [0002]

Claims

Federstahl, der angelassenen Martensit und 2,1 bis 2,4% Si, in Massenprozent bezogen auf die Gesamtmasse des Federstahls, umfasst.
Federstahl nach Anspruch 1, bei dem der angelassene Martensit eine Anzahl von Carbiden mit einer minimalen Länge von weniger als 15 nm enthält, die 40% oder mehr der Gesamtzahl an Carbiden beträgt, die in dem angelassenen Martensit enthalten sind.
Federstahl nach Anspruch 1 oder 2, umfassend, in Massenprozent, 0,35 bis 0,55% C, 0,20 bis 1,50% Mn, 0,10 bis 1,50% Cr und mindestens ein Element, das aus der Gruppe, bestehend aus 0,40 bis 3,00% Ni, 0,05 bis 0,50% Mo und 0,05 bis 0,50% V, ausgewählt ist, wobei der Rest im Wesentlichen Fe und zufällig vorliegende Elemente und Verunreinigungen ist.
Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem Mn in einer Menge von 0,40 bis 0,50% enthalten ist.
Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem Ni in einer Menge von 0,50 bis 0,60% enthalten ist.
Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Federstahl eine Rockwellhärte von HRC 53 bis 56 aufweist.
Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Federstahl nach dem Abschrecken und Anlassen eine Korrosionsbeständigkeit von mindestens 40000 Schwingungszyklen aufweist.
Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem Si in einer Menge von 2,3 bis 2,4% enthalten ist.
Feder, die den Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche umfasst.
Feder nach Anspruch 9, wobei die Feder eine Schraubenfeder ist.