DE112020005003T5 - Dämpferfeder - Google Patents

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DE112020005003T5
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DE112020005003.3T
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English (en)
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Shinya Teramoto
Yutaka Neishi
Michimasa AONO
Shuji Kozawa
Yoichi OI
Naoki Takabayashi
Junji Tanaka
Fumio Takahashi
Shigekazu Nishimoto
Mitsuhiro Kondo
Tatsuro Ochi
Shoichi Suzuki
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NHK Spring Co Ltd
Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
Aisin Corp
Original Assignee
NHK Spring Co Ltd
Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
Aisin Corp
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Abstract

Eine Dämpferfeder mit einer ausgezeichneten Ermüdungsgrenze wird bereitgestellt. Eine Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform umfasst eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht. Die chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger, N: 0,0070% oder weniger und Nb: 0 bis 0,020%, wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht. Im Kernabschnitt beträgt die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Offenbarung bezieht sich auf eine Feder, insbesondere auf eine Dämpferfeder, die einen Stoß oder Schwingungen von außen absorbiert.
  • TECHNISCHER HINTERGRUND
  • Viele Federn werden in Automobilen und allgemeinen Maschinen verwendet. Unter den Federn, die in Automobilen und allgemeinen Maschinen verwendet werden, haben Dämpferfedern eine Wirkung, die einen Stoß oder Vibrationen von außen absorbiert. Eine Dämpferfeder wird z. B. in einem Drehmomentwandler verwendet, der die Antriebskraft eines Autos auf das Getriebe überträgt. Wenn eine Dämpferfeder in einem Drehmomentwandler verwendet wird, absorbiert die Dämpferfeder die Schwingungen einer Kraftquelle (z. B. eines Motors) des Fahrzeugs. Eine Dämpferfeder dämpft auch einen Stoß von außen.
  • Wie bereits erwähnt, muss eine Dämpferfeder eine hohe Ermüdungsgrenze aufweisen, da die Funktion einer Dämpferfeder darin besteht, Stöße oder Schwingungen von außen zu absorbieren. Daher wird normalerweise die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch Nitrieren erhöht. Ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung einer Dämpferfeder lautet wie folgt. Ein Stahldraht wird abgeschreckt und angelassen. Der Stahldraht wird nach dem Abschrecken und Anlassen kalt gewickelt, um ein Stahlzwischenmaterial in Form einer Spule zu erhalten. Das Stahlzwischenprodukt wird einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen, und anschließend wird es nitriert. Nach dem Nitrieren wird, falls erforderlich, ein Kugelstrahlen durchgeführt, um der äußeren Schicht eine Druckeigenspannung zu verleihen. Durch das obige Verfahren wird eine Dämpferfeder hergestellt, deren Ermüdungsgrenze erhöht wurde.
  • In letzter Zeit gibt es eine Nachfrage nach weiteren Verbesserungen der Ermüdungsgrenze von Dämpferfedern.
  • Techniken, die sich auf die Verbesserung der Ermüdungsgrenze von Federn beziehen, sind in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2-57637 (Patentschrift 1), der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689 (Patentschrift 2), der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950 (Patentschrift 3) und der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137 (Patentschrift 4) offenbart.
  • Ein Stahldraht für eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze, der in der Patentschrift 1 offenbart ist, wird hergestellt, indem ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die, in Gew.-%, C: 0,3 bis 1,3 %, Si: 0,8 bis 2,5 %, Mn: 0,5 bis 2,0 % und Cr: 0,5 bis 2,0%, und enthaltend eine oder mehrere Arten von Elementen unter Mo: 0,1 bis 0,5%, V: 0,05 bis 0,5%, Ti: 0,002 bis 0,05%, Nb: 0,005 bis 0,2%, B: 0,0003 bis 0,01%, Cu: 0,1 bis 2,0 %, Al: 0,01 bis 0,1 % und N: 0,01 bis 0,05 % als optionale Elemente, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, einer Luftkühlung oder einer schnellen Abkühlung nach einem 3 Sekunden bis 30 Minuten dauernden Halten bei 250 bis 500 °C nach einer Austenitisierungsbehandlung unterzogen wird und ein Streckverhältnis von 0,85 oder weniger aufweist. In dieser Patentschrift wird der Stahldraht für eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze, der die oben genannte Zusammensetzung aufweist, basierend auf der Feststellung vorgeschlagen, dass die Ermüdungsgrenze einer Feder von der Streckgrenze der Feder abhängt, wobei die Ermüdungsgrenze der Feder mit zunehmender Streckgrenze der Feder ansteigt (siehe Zeilen 1 bis 5 in der rechten oberen Spalte auf Seite 2 der Patentschrift 1).
  • Eine in Patentschrift 2 offenbarte Feder wird unter Verwendung eines ölangelassenen Drahtes mit einer angelassenen martensitischen Struktur hergestellt, und der ölangelassene Draht besteht in Masse-% aus C: 0,50 bis 0,75%, Si: 1,50 bis 2,50%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Cr: 0,70 bis 2,20% und V: 0,05 bis 0,50%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Wenn dieser ölgehärtete Draht zwei Stunden lang bei 450 °C gasweich nitriert wird, beträgt die Gitterkonstante einer nitrierten Schicht, die sich auf einem Abschnitt der Drahtoberfläche des ölgehärteten Drahtes bildet, 2,881 bis 2,890 Ä. Weiterhin wird, wenn dieser ölgehärtete Draht zwei Stunden lang bei 450 °C erwärmt wird, die Zugfestigkeit 1974 MPa oder mehr, die Streckspannung 1769 MPa oder mehr und die Verringerung der Fläche mehr als 40% betragen. In dieser Patentschrift wird ein ölgehärteter Draht definiert, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dienen soll, die durch Nitrierung hergestellt wird. Bei der Herstellung einer Feder durch Nitrieren nehmen mit zunehmender Dauer des Nitrierens die Streckgrenze und die Zugfestigkeit des Stahlmaterials der Feder ab. In diesem Fall nimmt die innere Härte des Stahlmaterials ab, und die Ermüdungsgrenze sinkt. Daher wird in der Patentschrift 2 offenbart, dass durch die Verwendung eines ölgehärteten Drahtes, bei dem die Streckgrenze des Stahlmaterials auch bei langer Nitrierdauer nicht abnimmt, eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze hergestellt werden kann (siehe Abschnitte [0025] und [0026] der Patentschrift 2).
  • Ein in Patentschrift 3 offenbarter Stahldraht für eine hochfeste Feder hat eine chemische Zusammensetzung, die C: 0,5 bis 0,7%, Si: 1,5 bis 2,5%, Mn: 0,2 bis 1,0%, Cr: 1,0 bis 3,0 % und V: 0,05 bis 0,5 %, wobei Al auf 0,005 % oder weniger (nicht eingeschlossen 0 %) gesteuert wird und der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind. Im Stahldraht beträgt die Anzahl der kugelförmigen Zementitpartikel mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 10 bis 100 nm 30 Stück/µm2 oder mehr, und die Cr-Konzentration im Zementit beträgt, in Masse-%, 20 % oder mehr und die V-Konzentration 2 % oder mehr. In der Patentschrift 3 wird offenbart, dass eine Erhöhung der Festigkeit des Stahldrahtes die Ermüdungsgrenze und den Setzwiderstand verbessert (siehe Absatz [0003] der Patentschrift 3). Weiterhin wird offenbart, dass dadurch, dass die Anzahl der feinen kugelförmigen Zementitpartikel mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser im Bereich von 10 bis 100 nm auf 30 Stück/µm2 oder mehr eingestellt wird und die Cr-Konzentration im Zementit auf 20 % oder mehr und die V-Konzentration im Zementit auf 2 % oder mehr in Masse-% eingestellt wird, die Zersetzung und Beseitigung von Zementit während einer Wärmebehandlung, wie z. B. einer Spannungsarmglühbehandlung oder dem Nitrieren während des Produktionsprozesses, unterdrückt werden kann und die Festigkeit des Stahldrahtes beibehalten werden kann (Absatz [0011]).
  • Ein Stahldraht, der als Ausgangsmaterial für eine in der Patentschrift 4 offenbarte Feder dient, hat eine chemische Zusammensetzung bestehend aus, in Masse-%, C: 0,45 bis 0,7%, Si: 1,0 bis 3,0%, Mn: 0,1 bis 2,0 %, P: 0,015 % oder weniger, S: 0,015 % oder weniger, N: 0,0005 bis 0,007 % und t-O: 0,0002 bis 0,01 %, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und eine Zugfestigkeit von 2000 MPa oder mehr aufweist. Auf einer mikroskopischen Beobachtungsfläche beträgt der Anteil der besetzten Fläche der auf Zementit basierenden kugelförmigen Karbide und Legierungskarbide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,2 µm oder mehr 7 % oder weniger, die Dichte der auf Zementit basierenden kugelförmigen Karbide und Legierungskarbide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0.2 bis 3 µm beträgt 1 Stück/µm2 oder weniger, die Dichte von kugelförmigen Karbiden auf Zementitbasis und Legierungskarbiden mit einem äquivalenten kreisförmigen Durchmesser von mehr als 3 µm beträgt 0,001 Stück/µm2 oder weniger, die Korngrößenzahl des Voraustenits beträgt 10 oder mehr, die Menge an Restaustenit beträgt 15 Masse-% oder weniger, und der Flächenanteil eines spärlichen Bereichs, in dem die Dichte von kugelförmigen Karbiden auf Zementitbasis mit einem äquivalenten kreisförmigen Durchmesser von 2 µm oder mehr gering ist, beträgt 3 % oder weniger. In der Patentschrift 4 wird offenbart, dass es notwendig ist, die Festigkeit weiterhin zu erhöhen, um die Federleistung in Bezug auf Ermüdung, Setzung und dergleichen zu verbessern. In der Patentschrift 4 wird auch offenbart, dass durch die Steuerung der Mikrostruktur und die Steuerung der Verteilung der feinen Karbide auf Zementitbasis die Stärke der Feder und die Federleistung in Bezug auf Ermüdung, Setzung und dergleichen verbessert wird (siehe Absatz [0009] und [0021] der Patentschrift 4).
  • ZITATENLISTE
  • PATENTSCHRIFTEN
    • Patentschrift 1: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2-57637
    • Patentschrift 2: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689
    • Patentschrift 3: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950
    • Patentschrift 4: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • TECHNISCHES PROBLEM
  • In den jeweiligen Techniken, die in den oben genannten Patentschriften 1 bis 4 beschrieben sind, wird der technische Gedanke der Verbesserung der Federeigenschaften, wie z.B. der Ermüdungsgrenze oder des Setzverhaltens, durch Erhöhung der Festigkeit (Härte) des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Feder dient, übernommen. Die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder kann jedoch durch eine andere technische Idee erhöht werden.
  • Ein Ziel der vorliegenden Offenbarung ist es, eine Dämpferfeder bereitzustellen, die eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze aufweist.
  • LÖSUNG DES PROBLEMS
  • Eine Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Offenbarung umfasst:
    • eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und
    • einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht;
    • wobei:
      • eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%,
      • C: 0,53 bis 0,59%,
      • Si: 2,51 bis 2,90%,
      • Mn: 0,70 bis 0,85%,
      • P: 0,020% oder weniger,
      • S: 0,020% oder weniger,
      • Cr: 1,40 bis 1,70%,
      • Mo: 0,17 bis 0,53%,
      • V: 0,23 bis 0,33%,
      • Cu: 0,050% oder weniger,
      • Ni: 0,050% oder weniger,
      • Al: 0,0050% oder weniger,
      • Ti: 0,050% oder weniger,
      • N: 0,0070% oder weniger, und
      • Nb: 0 bis 0,020%,
      wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind; und
    • im Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt.
  • VORTEILHAFTE WIRKUNG DER ERFINDUNG
  • Eine Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Offenbarung weist eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze auf.
  • Figurenliste
    • [1A] 1A ist ein Beispiel für ein TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit einer Dünnschichtprobe.
    • [1B] 1B ist ein schematisches Diagramm eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in einem Ferrit einer Dünnschichtprobe.
    • [2] 2 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren zur Herstellung der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
  • BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Die vorliegenden Erfinder haben Untersuchungen zu einer Dämpferfeder durchgeführt, die eine hervorragende Ermüdungsgrenze aufweist. Zunächst wurde untersucht, wie die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder erhöht werden kann, indem die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials erhöht wird, ähnlich dem Stahlmaterial, aus dem die in den vorgenannten Dokumenten offenbarten Federn gebildet sind. Insbesondere untersuchten die vorliegenden Erfinder die Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials, indem sie Zementit fein machten. Wie in Patentschrift 3 und Patentschrift 4 beschrieben, konnte die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials umso höher sein, je feiner der Zementit hergestellt wurde. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass indem Zementit fein gemacht wird, auch die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder erhöht wird.
  • Wenn jedoch die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials erhöht wird, wird die Durchführung des Kaltwickelns schwierig, und die Herstellung einer Dämpferfeder wird schwierig. Daher sind die Erfinder der Ansicht, dass der Ansatz, die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials zu erhöhen, indem der Zementit fein gemacht wird, eine Grenze hat.
  • Daher hatten die Erfinder die Idee, die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder zu erhöhen, indem sie eine technische Idee annahmen, die sich von der technischen Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials unterscheidet. Wie in den Patentschriften 1 bis 4 beschrieben, basieren herkömmliche Federtechniken auf der Idee, dass die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials eine positive Korrelation mit der Ermüdungsgrenze der Feder hat. Die Idee, dass eine positive Korrelation zwischen der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials und der Ermüdungsgrenze besteht, ist somit in der Federtechnik allgemeines technisches Wissen. Als Ersatz für einen Ermüdungstest, der extrem lange dauert, werden daher üblicherweise die Ermüdungsgrenzen mit der Festigkeit des Stahlmaterials vorhergesagt, die durch einen in kurzer Zeit durchgeführten Zugversuch erhalten wird, oder mit der Härte des Stahlmaterials, die durch einen in kurzer Zeit durchgeführten Härtetest erhalten wird. Mit anderen Worten, die Ermüdungsgrenzen von Dämpferfedern wurden basierend auf den Ergebnissen eines Zugversuchs oder eines Härtetests, die keine lange Zeit in Anspruch nehmen, vorhergesagt, ohne einen Ermüdungstest durchzuführen, der Zeit in Anspruch nimmt.
  • Die vorliegenden Erfinder waren jedoch der Ansicht, dass die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials und die Ermüdungsgrenze nicht unbedingt immer miteinander korrelieren. Daher untersuchten die Erfinder Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch eine andere technische Idee als die Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials.
  • Dabei konzentrierten sich die Erfinder auf Ausscheidungen auf V-Basis, wie sie durch V-Karbide und V-Carbonitride charakterisiert werden. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ Ausscheidungen, die V enthalten oder V und Cr enthalten. Anstelle der herkömmlichen technischen Idee, die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch eine Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials zu erhöhen, hatten die Erfinder die Idee, die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder durch die Bildung einer großen Anzahl feiner Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße zu erhöhen. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass eine chemische Zusammensetzung, bestehend aus, in Masse-%, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger, N: 0,0070% oder weniger, und Nb: 0 bis 0,020%, mit Rest Fe und Verunreinigungen, als chemische Zusammensetzung einer Dämpferfeder zur Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Verwendung von Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße geeignet ist. Die vorliegenden Erfinder haben dann Dämpferfedern hergestellt, indem sie ein Stahlmaterials mit der vorgenannten chemischen Zusammensetzung nach dem Abschrecken einer Wärmebehandlung bei verschiedenen Wärmebehandlungstemperaturen unterzogen haben. Die vorliegenden Erfinder untersuchten dann die Ermüdungsgrenze der Dämpferfedern sowie ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das ein Verhältnis der Ermüdungsgrenze zur Härte des Kernabschnitts der Dämpferfeder ist.
  • Als Ergebnis dieser Untersuchungen erhielten die Erfinder die folgende neuartige Erkenntnis in Bezug auf eine Dämpferfeder mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung. Bei dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung einer Dämpferfeder wird in einer Wärmebehandlung (Spannungsarmglühbehandlung o.ä.) nach einem Abschrecken und Anlassen eine Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt als eine zum Nitrieren verwendete Nitriertemperatur. Dies liegt daran, dass das herkömmliche Verfahren zur Herstellung einer Dämpferfeder auf der technischen Idee basiert, dass die Ermüdungsgrenze durch eine hohe Festigkeit und Härte des Stahlmaterials erhöht wird. Beim Nitrieren ist ein Erwärmen auf eine Nitriertemperatur erforderlich. Daher wurde bei dem herkömmlichen Produktionsverfahren eine Abnahme der Festigkeit der Dämpferfeder dadurch unterdrückt, dass die Erwärmungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich auf eine Temperatur festgelegt wurde, die unter der Nitriertemperatur liegt.
  • Für die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform haben die vorliegenden Erfinder jedoch anstelle des technischen Gedankens, die Ermüdungsgrenze durch eine Erhöhung der Festigkeit des die Dämpferfeder bildenden Stahlmaterials zu erhöhen, den technischen Gedanken übernommen, die Ermüdungsgrenze durch die Bildung einer großen Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße zu erhöhen. Aus diesem Grund haben die Studien und Untersuchungen der vorliegenden Erfinder ergeben, dass während des Herstellungsprozesses, wenn eine Wärmebehandlung bei einer Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von 540 bis 650 °C durchgeführt wird, um eine große Anzahl von nanoskaligen feinen Ausscheidungen auf V-Basis ausfallen zu lassen, selbst wenn die Wärmebehandlungstemperatur für die Ausscheidung von Ausscheidungen auf V-Basis höher ist als eine Nitriertemperatur und als Ergebnis die Festigkeit eines Kernabschnitts der Dämpferfeder abnimmt (d.h. selbst wenn die Härte des Kernabschnitts der Dämpferfeder niedrig ist), wird eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze erhalten, und ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das ein Verhältnis der Ermüdungsgrenze zur Härte des Kernabschnitts der Dämpferfeder ist, wird hoch sein. Insbesondere wurde durch die Studien und Untersuchungen der vorliegenden Erfinder klargestellt, dass eine ausreichende Ermüdungsgrenze in der Dämpferfeder erhalten wird, wenn die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 Stück/µm2 oder mehr beträgt.
  • Wie oben beschrieben, ist die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform keine Dämpferfeder, die von der konventionellen technischen Idee abgeleitet ist, die darauf basiert, dass die Festigkeit und die Härte und die Ermüdungsgrenze eine positive Korrelation aufweisen, und ist stattdessen eine Dämpferfeder, die von einer völlig anderen technischen Idee als der konventionellen technischen Idee abgeleitet ist und wie unten beschrieben aufgebaut ist.
  • [1] Eine Dämpferfeder, umfassend:
    • eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und
    • einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht;
    • wobei:
      • eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%,
      • C: 0,53 bis 0,59%,
      • Si: 2,51 bis 2,90%,
      • Mn: 0,70 bis 0,85%,
      • P: 0,020% oder weniger,
      • S: 0,020% oder weniger,
      • Cr: 1,40 bis 1,70%,
      • Mo: 0,17 bis 0,53%,
      • V: 0,23 bis 0,33%,
      • Cu: 0,050% oder weniger,
      • Ni: 0,050% oder weniger,
      • Al: 0,0050% oder weniger,
      • Ti: 0,050% oder weniger,
      • N: 0,0070% oder weniger, und
      • Nb: 0 bis 0,020%,
      wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind; und
    im Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt.
  • Der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ bezieht sich hier, wie oben erwähnt, auf V-haltige Carbide oder Carbonitride oder V- und Cr-haltige Carbide oder Carbonitride. Bei den Ausscheidungen auf V-Basis kann es sich um zusammengesetzte Ausscheidungen handeln, die die oben genannten Carbide oder Carbonitride und eine oder mehrere Arten anderer Elemente enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis scheiden sich plattenförmig entlang einer {001}-Ebene im Ferrit ab. In einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit sind Ausscheidungen auf V-Basis daher als Liniensegmente (Randabschnitte) zu sehen, die sich in linearer Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Daher können Ausscheidungen auf V-Basis durch Betrachtung eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in Ferrit leicht von anderen Ausscheidungen wie Karbiden auf Fe-Basis (Zementit) unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden. Das heißt, in der vorliegenden Spezifikation werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit Liniensegmente, die sich entlang der [100]-Orientierung oder der [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
  • [2] Die in [1] beschriebene Dämpferfeder, wobei, in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts ein Nb-Gehalt 0,005 bis 0,020% beträgt.
  • Nachfolgend wird die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform im Detail beschrieben. Das Symbol „%“ in Bezug auf ein Element bedeutet „Massenprozent“, sofern nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • [Konfiguration der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform]
  • Bei der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform handelt es sich um eine Spulenform. Der Drahtdurchmesser, der mittlere Durchmesser der Spule, der Innendurchmesser der Spule, der Außendurchmesser der Spule, die freie Höhe, die Anzahl der aktiven Spulen, die Gesamtzahl der Spulen, die Richtung der Schraubenlinie und die Steigung der Dämpferfeder sind nicht insbesondere limitiert. Die Dämpferfeder umfasst eine nitrierte Schicht und einen Kernabschnitt. Die nitrierte Schicht ist in der äußeren Schicht ausgebildet. Die nitrierte Schicht umfasst eine Verbundschicht und eine Diffusionsschicht, die weiter innen ausgebildet ist als die Verbundschicht. Die nitrierte Schicht braucht keine Verbundschicht enthalten. Es ist zu beachten, dass eine nitrierte Schicht, die in der äußeren Schicht eines nitrierten Stahlmaterials gebildet wird, ein technisches Material ist, das gut bekannt ist.
  • Bei dem Kernabschnitt handelt es sich um einen Grundplattenabschnitt, der weiter der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht und ein Abschnitt ist, der von der durch das später zu beschreibende Nitrieren verursachten Stickstoffdiffusion im Wesentlichen unbeeinflusst ist. Es ist möglich, zwischen der nitrierten Schicht und dem Kernabschnitt in der Dämpferfeder durch Beobachtung der Mikrostruktur zu unterscheiden.
  • [Chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts]
  • Die chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts in der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform enthält die folgenden Elemente.
  • C: 0,53 bis 0,59%.
    Kohlenstoff (C) erhöht die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder. Liegt der C-Gehalt unter 0,53%, so erhält man keine ausreichende Ermüdungsgrenze, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der C-Gehalt hingegen mehr als 0,59 %, so bildet sich grober Zementit, auch wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für die Dämpferfeder dient, ab. Außerdem wird die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder sinken. Dementsprechend beträgt der C-Gehalt 0,53 bis 0,59 %. Ein bevorzugter unterer Grenzwert für den C-Gehalt ist 0,54 %, und noch bevorzugter ist 0,55 %. Die Obergrenze des C-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,58 %, besonders bevorzugt bei 0,57 %.
  • Si: 2,51 bis 2,90%
    Silizium (Si) erhöht die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder und erhöht auch den Setzwiderstand der Dämpferfeder. Si desoxidiert außerdem den Stahl. Darüber hinaus erhöht Si die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls. Daher kann die Festigkeit der Dämpferfeder auch nach einer Abschreck- und Anlassbehandlung bei der Herstellung einer Dämpferfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn der Si-Gehalt weniger als 2,51 % beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Liegt der Si-Gehalt hingegen über 2,90 %, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für die Dämpferfeder dient, ab. Darüber hinaus wird die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder sinken. Daher beträgt der Si-Gehalt 2,51 bis 2,90%. Eine bevorzugte untere Grenze des Si-Gehalts liegt bei 2,53 %, noch bevorzugter bei 2,55 % und weiter bevorzugt bei 2,60 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Si-Gehalts liegt bei 2,85 %, noch bevorzugter bei 2,82 %, weiter bevorzugt bei 2,80 % und noch bevorzugt bei 2,78 %.
  • Mn: 0,70 bis 0,85%
    Mangan (Mn) verbessert die Härtbarkeit des Stahls und erhöht die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder. Liegt der Mn-Gehalt unter 0,70 %, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erhalten. Wenn andererseits der Mn-Gehalt mehr als 0,85% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird während des Herstellungsprozesses der Dämpferfeder die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Dämpferfeder dient, übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Mn-Gehalt 0,70 bis 0,85 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Mn-Gehalts liegt bei 0,72 %, noch bevorzugter bei 0,73 %, weiter bevorzugt bei 0,74 % und noch bevorzugter bei 0,76 %. Eine bevorzugte Obergrenze des Mn-Gehalts liegt bei 0,83 %, mehr bevorzugt bei 0,81 % und weiter bevorzugt bei 0,80 %.
  • P: 0,020% oder weniger
    Phosphor (P) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Das heißt, der P-Gehalt beträgt mehr als 0 %. P segregiert an den Korngrenzen und limitiert die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Daher liegt der P-Gehalt bei 0,020 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des P-Gehalts liegt bei 0,018%, und noch bevorzugter bei 0,016%. Der P-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des P-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Unter Berücksichtigung einer normalen industriellen Produktion sollte der eine bevorzugte untere Grenze des P-Gehalts daher 0,001 %, bevorzugter 0,002 %, betragen.
  • S: 0,020% oder weniger
    Schwefel (S) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Das heißt, der S-Gehalt beträgt mehr als 0 %. S segregiert an den Korngrenzen ähnlich wie P und verbindet sich mit Mn zu MnS, was die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder herabsetzt. Daher beträgt der S-Gehalt 0,020 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des S-Gehalts liegt bei 0,018%, und noch bevorzugter bei 0,016%. Der S-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Senkung des S-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Unter Berücksichtigung der normalen industriellen Produktion sollte eine bevorzugte untere Grenze des S-Gehalts daher 0,001 %, bevorzugter 0,002 %, betragen.
  • Cr: 1,40 bis 1,70%
    Chrom (Cr) verbessert die Härtbarkeit des Stahls. Cr erleichtert auch die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis, indem es in Kombination mit V und Mo enthalten ist. Daher erhöht Cr die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder. Bei einem Cr-Gehalt von weniger als 1,40% werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Cr-Gehalt hingegen mehr als 1,70 %, so bilden sich, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, übermäßig grobe Cr-Karbide, und die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder nimmt ab. Daher beträgt der Cr-Gehalt 1,40 bis 1,70 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Cr-Gehalts liegt bei 1,45%, noch bevorzugter bei 1,48% und weiterhin bevorzugt bei 1,50%. Eine bevorzugte obere Grenze des Cr-Gehalts liegt bei 1,65 %, besonders bevorzugt bei 1,63 % und weiter bevorzugt bei 1,60 %.
  • Mo: 0,17 bis 0,53%.
    Molybdän (Mo) verbessert die Härtbarkeit des Stahlmaterials. Mo erleichtert auch die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis, indem es in Kombination mit V und Cr enthalten ist. Daher erhöht Mo die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Mo erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls. Daher kann Mo die Festigkeit der Dämpferfeder auch nach dem Abschrecken und Anlassen im Produktionsprozess der Dämpferfeder auf einem hohen Niveau halten. Wenn der Mo-Gehalt weniger als 0,17 % beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Wenn andererseits der Mo-Gehalt mehr als 0,53 % beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird während des Herstellungsprozesses der Dämpferfeder die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Dämpferfeder dient, übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Mo-Gehalt 0,17 bis 0,53 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Mo-Gehalts liegt bei 0,20 %, noch bevorzugter bei 0,23 % und weiter bevorzugt bei 0,25 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Mo-Gehalts liegt bei 0,50%, bevorzugter bei 0,47%, weiter bevorzugt bei 0,45%, noch bevorzugter bei 0,40% und weiterhin bei 0,35%.
  • V: 0,23 bis 0,33%
    Vanadium (V) verbindet sich mit C und/oder N zu feinen Ausscheidungen auf V-Basis und erhöht die Ermüdungsgrenze einer Dämpferfeder. Liegt der V-Gehalt unter 0,23%, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der V-Gehalt hingegen mehr als 0,33 %, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, so vergröbern sich die Ausscheidungen auf V-Basis und es bildet sich eine große Anzahl grober Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 10 nm. In einem solchen Fall wird die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder hingegen abnehmen. Daher beträgt der V-Gehalt 0,23 bis 0,33 %. Eine bevorzugte untere Grenze des V-Gehalts liegt bei 0,24 %, noch bevorzugter bei 0,25 % und weiter bevorzugt bei 0,26 %. Eine bevorzugte obere Grenze des V-Gehalts liegt bei 0,32 %, besonders bevorzugt bei 0,31 % und weiter bevorzugt bei 0,30 %.
  • Cu: 0,050% oder weniger
    Kupfer (Cu) ist eine Verunreinigung. Während des Herstellungsprozesses der Dämpferfeder verringert Cu die Verarbeitbarkeit des Stahls, der als Ausgangsmaterial für die Dämpferfeder dient. Daher beträgt der Cu-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte obere Grenze des Cu-Gehalts ist 0,045%, bevorzugter 0,043%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030%, weiter bevorzugt 0,025% und noch weiter bevorzugt 0,020%. Der Cu-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des Cu-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Cu-Gehalts mehr als 0 %, bevorzugter 0,001 % und weiter bevorzugt 0,002 %.
  • Ni: 0,050% oder weniger
    Nickel (Ni) ist eine Verunreinigung. Während des Herstellungsprozesses der Dämpferfeder vermindert Ni die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial der Dämpferfeder dient. Daher beträgt der Ni-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ni-Gehalt ist 0,045%, noch bevorzugter 0,043%, weiter bevorzugt 0,040% und weiter bevorzugt 0,035%. Der Ni-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Ni-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Ni-Gehalts mehr als 0%, bevorzugter 0,001% und weiter bevorzugt 0,002%.
  • Al: 0,0050% oder weniger
    Aluminium (Al) ist eine Verunreinigung. Al bildet grobe nicht-metallische Einschlüsse und verringert dadurch die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Daher beträgt der Al-Gehalt 0,0050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des Al-Gehalts ist 0,0045%, bevorzugter 0,0043%, weiter bevorzugt 0,0040%, weiter bevorzugt 0,0035%, weiter bevorzugt 0,0030%, weiter bevorzugt 0,0025%, weiter bevorzugt 0,0020%, und noch weiter bevorzugt 0,0015%. Der Al-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Al-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Al-Gehalts mehr als 0 %, bevorzugter 0,0001 % und weiter bevorzugt 0,0005 %.
  • Ti: 0,050% oder weniger
    Titan (Ti) ist eine Verunreinigung. Ti bildet grobes TiN. TiN wird leicht zum Ausgangspunkt eines Bruchs und verringert somit die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Daher beträgt der Ti-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des Ti-Gehalts ist 0,045%, bevorzugter 0,043%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030%, weiter bevorzugt 0,025%, weiter bevorzugt 0,020%, weiter bevorzugt 0,015%, und weiter bevorzugt 0,010%. Der Ti-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Ti-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Ti-Gehalts mehr als 0 %, und vorzugsweise 0,001 %.
  • N: 0,0070% oder weniger
    Stickstoff (N) ist eine Verunreinigung. N verbindet sich mit Al oder Ti zu A1N oder TiN und limitiert die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Daher beträgt der N-Gehalt 0,0070 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des N-Gehalts liegt bei 0,0060%, noch bevorzugter bei 0,0055% und weiter bevorzugt bei 0,0050%. Der N-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des N-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte unterer Grenze für den N-Gehalt mehr als 0 %, vorzugsweise 0,0001 % und weiter bevorzugt 0,0005 %.
  • Der Rest in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist Fe und Verunreinigungen. Der Begriff „Verunreinigungen“ bezieht sich hier auf Elemente, die bei der industriellen Herstellung des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Dämpferfeder dient, aus dem als Rohstoff verwendeten Erz oder Schrott oder aus der Produktionsumgebung oder dergleichen beigemischt werden und die innerhalb eines Bereichs zulässig sind, der die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform nicht nachteilig beeinflusst.
  • [Bezüglich optionaler Elemente]
  • Die chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts der Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann auch Nb anstelle eines Teils von Fe enthalten.
  • Nb: 0 bis 0,020%
    Niob (Nb) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Nb-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, verbindet sich Nb mit C und/oder N und bildet Carbide oder Carbonnitride (im Folgenden als „Nb-Carbonnitride und dergleichen“ bezeichnet). Die Nb-Carbonitride und dergleichen verfeinern die Austenitkörner und erhöhen dadurch die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder. Ist auch nur eine geringe Menge Nb enthalten, so erhält man in gewissem Umfang den oben genannten Effekt. Beträgt der Nb-Gehalt jedoch mehr als 0,020 %, bilden sich grobe Nb-Carbonitride und dergleichen, und die Ermüdungsgrenze der Dämpferfeder sinkt. Daher liegt der Nb-Gehalt bei 0 bis 0,020 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Nb-Gehalts liegt bei mehr als 0 %, bevorzugter bei 0,003 %, weiter bevorzugt bei 0,005 % und noch weiter bevorzugt bei 0,010 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Nb-Gehalts ist 0,018%, mehr bevorzugt ist 0,017% und weiter bevorzugt ist 0,016%.
  • [Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis in der Dämpferfeder]
  • In der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis, die einen maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm aufweisen, im Kernabschnitt 500 bis 8000 Stück/µm2. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis“ in einem Fall, in dem eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm, die aus dem Kernabschnitt der Dämpferfeder entnommen wurde, unter Verwendung eines Transmissionselektronenmikroskops (TEM) beobachtet wird, die Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis pro Flächeneinheit (1 µm2) auf der Beobachtungsoberfläche.
  • In der vorliegenden Beschreibung bezieht sich der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ auf Ausscheidungen, die V oder V und Cr enthalten. Karbide, die V oder V und Cr enthalten, werden als „V-Karbide“ definiert, und Carbonitride, die V oder V und Cr enthalten, werden als „V-Carbonitride“ definiert. Die Ausscheidungen auf V-Basis sind z. B. V-Karbide oder V-Karbonitride. Bei den Ausscheidungen auf V-Basis kann es sich um Verbundausscheidungen handeln, die entweder ein V-Karbid oder ein V-Carbonitrid und eine oder mehrere Arten anderer Elemente enthalten. Wie bereits erwähnt, müssen die Ausscheidungen auf V-Basis kein Cr enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis fallen plattenförmig entlang einer {001}-Ebene im Ferrit aus. In einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit sind Ausscheidungen auf V-Basis daher als Liniensegmente (Randabschnitte) zu sehen, die sich in linearer Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Daher können Ausscheidungen auf V-Basis durch Betrachtung eines TEM-Bildes der (001)-Ebene in Ferrit leicht von anderen Ausscheidungen wie Karbiden auf Fe-Basis (Zementit) unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden.
  • Indem eine große Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform zur Ausscheidung gebracht wird, wird die Ermüdungsgrenze erhöht. Wenn die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm weniger als 500 Stück/µm2 beträgt, wird in der Dämpferfeder keine ausreichende Ermüdungsgrenze erhalten. Beträgt die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 500 Stück/µm2 oder mehr, steigen die Ermüdungsgrenze und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen in der Dämpferfeder merklich an. Eine bevorzugte untere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm ist 600 Stück/µm2, noch bevorzugter ist 700 Stück/µm2 und weiter bevorzugt 800 Stück/µm2.
  • Es ist zu beachten, dass die obere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm nicht besonders begrenzt ist. Im Falle der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung liegt die Obergrenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm jedoch bei 8000 Stück/µm2. Die Obergrenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm kann 7500 Stück/µm2 oder 7000 Stück/µm2 betragen.
  • In der Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm nach dem folgenden Verfahren bestimmt werden. Die Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung ihres Drahtdurchmessers geschnitten, und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und mit einer Dicke von 0,5 mm wird entnommen. Die Scheibe wird von beiden Seiten mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm beträgt. Danach wird eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm aus einem Abschnitt (z. B. dem Mittelteil der Scheibe) entnommen, der dem Kernabschnitt der Dämpferfeder der Scheibe entspricht. Die Probe wird in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wird mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht. Insbesondere wird zunächst eine Analyse der Kikuchi-Linien in Bezug auf die Dünnschichtprobe durchgeführt, um die Kristallorientierung der Dünnschichtprobe zu ermitteln. Anschließend wird die Dünnschichtprobe auf der Grundlage der ermittelten Kristallorientierung gekippt und die Dünnschichtprobe so festgelegt, dass die (001)-Ebene im Ferrit (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden kann. Die Dünnschichtprobe wird in das TEM eingesetzt, und die Kikuchi-Linien werden beobachtet. Die Dünnschichtprobe wird so gekippt, dass die [001]-Richtung des Ferrits in den Kikuchi-Linien mit der Einfallsrichtung eines Elektronenstrahls übereinstimmt. Nach der Einstellung wird das tatsächliche Bild aus einer vertikalen Richtung zur (001)-Ebene des Ferrits betrachtet. Nach der Einstellung werden an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe Beobachtungssichtfelder festgelegt, und jedes Beobachtungssichtfeld wird mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200.000x und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungssichtfeld wird auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • 1A ist ein Beispiel für ein TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit einer Dünnschichtprobe, und 1B ist ein schematisches Diagramm eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in Ferrit in einer Dünnschichtprobe. Eine in den Abbildungen mit [100]α bezeichnete Achse bedeutet die [100]-Orientierung im Ferrit, das die Ausgangsphase darstellt. Eine Achse, die in den Abbildungen mit [010] α bezeichnet ist, bedeutet die [010]-Orientierung im Ferrit, das die Ausgangsphase ist. Ausscheidungen auf V-Basis scheiden sich plattenförmig entlang einer {001}-Ebene in Ferrit aus. In Ferritkörnern auf der (001)-Ebene werden Ausscheidungen auf V-Basis als Liniensegmente (Randabschnitte) beobachtet, die sich linear in Bezug auf die [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Im TEM-Bild sind die Ausscheidungen durch einen schwarzen Kontrast dargestellt, der im Vergleich zur Grundphase eine geringere Helligkeit aufweist. Daher werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit schwarze Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis betrachtet. Die Länge des Liniensegments in einem Beobachtungssichtfeld von identifizierten Ausscheidungen auf V-Basis wird gemessen, und die gemessene Länge des Liniensegments wird als maximaler Durchmesser (nm) der betreffenden Ausscheidungen auf V-Basis definiert. Zum Beispiel bezeichnet die Referenznummer 10 (ein schwarz gefärbtes Liniensegment) in 1A und 1B eine Ausscheidung auf V-Basis.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den vier visuellen Beobachtungsfeldern wird durch die vorgenannte Messung bestimmt. Basierend auf der so ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und der Bruttofläche (0,0324 µm2) der vier Beobachtungssichtfelder wird die Anzahldichte (Stück/µm2) der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm ermittelt.
  • [Mikrostruktur des Kernabschnitts der Dämpferfeder]
  • Die Mikrostruktur des Kernabschnitts der Dämpferfeder ist eine Struktur, die hauptsächlich aus Martensit besteht. Hier bedeutet die Formulierung „die Mikrostruktur ist eine Struktur, die hauptsächlich aus Martensit besteht“, dass der Flächenanteil von Martensit in der Mikrostruktur 90,0% oder mehr beträgt. Man beachte, dass der Begriff „Martensit“, wie er in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, angelassener Martensit bedeutet. Andere Phasen als Martensit in der Mikrostruktur des Kernabschnitts der Dämpferfeder sind Ausscheidungen, Einschlüsse und Restaustenit.
  • Der Flächenanteil von Martensit kann nach folgendem Verfahren festgestellt werden. Die Dämpferfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten, und es wird ein Probekörper entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Probekörpers wird eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers entspricht, als Beobachtungsfläche verwendet. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wird diese mit 2 % Salpetersäure-Alkohol (Nital-Ätzreagenz) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wird die mittlere Position eines Liniensegments (d. h. ein Radius R) von der Oberfläche der Dämpferfeder zu ihrem Mittelpunkt als R/2-Position definiert. Die R/2-Position der Beobachtungsfläche wird mit einem optischen Mikroskop mit einer Vergrößerung von 500x beobachtet, und es werden fotografische Bilder von fünf beliebigen Sichtfeldern erzeugt. Die Größe jedes Sichtfeldes wird auf 100 µm x 100 µm festgelegt.
  • In jedem Sichtfeld unterscheidet sich der Kontrast für die jeweiligen Phasen Martensit, Restaustenit, Ausscheidungen, Einschlüsse und dergleichen. Dementsprechend wird Martensit auf der Grundlage des Kontrasts identifiziert. Die Bruttofläche (µm2) von Martensit in jedem Sichtfeld wird bestimmt. Der Anteil der Bruttofläche von Martensit in allen Sichtfeldern im Verhältnis zur Bruttofläche (10000 µm2 × 5) aller Sichtfelder wird als Flächenanteil (%) von Martensit definiert.
  • Wie oben beschrieben, liegt in der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts innerhalb des oben genannten Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, und im Kernabschnitt liegt die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2. Daher hat die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze.
  • [Herstellungsverfahren]
  • Nachfolgend wird ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Es ist zu beachten, dass, solange die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform wie oben beschrieben gebildet wird, das Herstellungsverfahren nicht auf das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren beschränkt ist. Das im Folgenden beschriebene Herstellungsverfahren ist jedoch ein vorteilhaftes Beispiel für die Herstellung der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform.
  • 2 ist ein Flussdiagramm, das ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform zeigt. Bezugnehmend auf 2 umfasst das Verfahren zur Herstellung der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform einen Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S10), einen Vorbereitungsschritt für Stahldraht (S20) und einen Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30). Jeder dieser Schritte wird im Folgenden beschrieben.
  • [Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S10)]
  • Der Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S10) umfasst einen Vorbereitungsschritt für das Ausgangsmaterial (S1) und einen Warmumformungsschritt (S2). Im Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S 10) wird ein Walzdraht hergestellt, der als Ausgangsmaterial für den Stahldraht dienen wird.
  • [Vorbereitungsschritt für das Ausgangsmaterial (S1)]
  • Im Vorbereitungsschritt (S1) für das Ausgangsmaterial wird ein Ausgangsmaterial mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung hergestellt. Der hier verwendete Begriff „Ausgangsmaterial“ bezieht sich auf einen Vorblock oder einen Barren. Im Vorbereitungsschritt für das Ausgangsmaterial (S1) wird zunächst eine Stahlschmelze mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung nach einem bekannten Verfahren hergestellt. Aus der erzeugten Stahlschmelze wird ein Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) hergestellt. Insbesondere wird aus der Stahlschmelze in einem Stranggussverfahren ein Vorblock hergestellt. Alternativ dazu wird ein Barren durch ein Barrenherstellungsverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt. Der nächste Schritt, der Warmumformungsschritt (S2), wird unter Verwendung des Vorblocks oder Barrens durchgeführt.
  • [Warmumformungsschritt (S2)]
  • Im Warmumformungsschritt (S2) wird das im Vorbereitungsschritt (S1) für das Ausgangsmaterial hergestellte Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) einer Warmumformung unterzogen, um ein Stahlmaterial (Walzdraht) für eine Dämpferfeder herzustellen.
  • Der Warmumformungsschritt (S2) umfasst einen Vorwalzprozess und einen Fertigwalzprozess. Beim Vorwalzen wird zunächst das Ausgangsmaterial erwärmt. Zum Erwärmen des Vormaterials wird ein Erwärmungsofen oder eine Sickergrube verwendet. Der Erwärmungsofen oder die Sickergrube erwärmt das Ausgangsmaterial auf 1200 bis 1300 °C. Das Ausgangsmaterial wird beispielsweise 1,5 bis 10,0 Stunden lang bei einer Ofentemperatur von 1200 bis 1300 °C gehalten. Nach dem Erwärmen wird das Ausgangsmaterial aus dem Erwärmungsofen oder der Sickergrube entnommen und einem Warmwalzen unterzogen. Für das Warmwalzen im Vorwalzverfahren wird zum Beispiel ein Blockwalzwerk verwendet. Das Blockwalzwerk dient dazu, das Vormaterial zu einem Knüppel zu walzen. Ist dem Blockwalzwerk ein kontinuierliches Walzwerk nachgeschaltet, kann das kontinuierliche Walzwerk dazu verwendet werden, den nach dem Blockwalzen erhaltenen Knüppel weiterhin warmzuwalzen, um so einen Knüppel mit noch kleineren Abmessungen herzustellen. In dem kontinuierlichen Walzwerk sind horizontale Gerüste mit einem Paar horizontaler Walzen und vertikale Gerüste mit einem Paar vertikaler Walzen abwechselnd in einer Reihe angeordnet. Durch das oben beschriebene Verfahren wird aus dem Ausgangsmaterial im Vorwalzverfahren ein Knüppel hergestellt.
  • Beim Fertigwalzen wird der nach dem Vorwalzen erhaltene Knüppel einem Warmwalzen unterzogen, um einen Walzdraht herzustellen. Dazu wird der Knüppel in einen Erwärmungsofen geladen und auf 900 bis 1250 °C erwärmt. Die Erwärmungszeit bei einer Ofentemperatur von 900 bis 1250 °C beträgt beispielsweise 0,5 bis 5,0 Stunden. Nach dem Erwärmen wird der Knüppel aus dem Erwärmungsofen entnommen. Der entnommene Knüppel wird in einem kontinuierlichen Walzwerk warmgewalzt, um einen Walzdraht herzustellen. Der Durchmesser des Walzdrahtes ist nicht besonders limitiert. Die Bestimmung des Durchmessers des Walzdrahtes basiert auf dem Drahtdurchmesser der Dämpferfeder, die das Endprodukt darstellt. Durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren wird ein Walzdraht hergestellt.
  • [Vorbereitungsschritt für Stahldraht (S20)]
  • Im Vorbereitungsschritt für Stahldraht (S20) wird ein Stahldraht hergestellt, der als Ausgangsmaterial für eine Dämpferfeder dienen soll. Der Begriff „Stahldraht“ bezeichnet hier ein Stahlmaterial, das dadurch erhalten wird, dass ein Walzdraht, der ein Warmumformungsmaterial (Warmwalzmaterial) ist, ein oder mehrere Male einem Drahtziehen unterzogen wird. Der Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht umfasst einen Patentierungsbehandlungsschritt (S3), der je nach Bedarf durchgeführt wird, einen Drahtziehschritt (S4) und einen Abschreck- und Anlassschritt (S5).
  • [Patentierungsbehandlungsschritt (S3)]
  • In dem Patentierungsbehandlungsschritt (S3) wird eine Patentierungsbehandlung an dem durch den Vorbereitungsschritt für den Walzdraht (S10) hergestellten Walzdraht durchgeführt, um die Mikrostruktur des Walzdrahtes in eine Ferrit- und Perlitstruktur zu verwandeln und dadurch den Walzdraht zu erweichen. Es reicht aus, die Patentierungsbehandlung nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Die Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung beträgt beispielsweise 550 °C oder mehr, vorzugsweise 580 °C oder mehr. Die obere Grenze der Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung liegt bei 750 °C. Man beachte, dass der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) kein essentieller Schritt ist, sondern ein beliebiger Schritt. Das heißt, der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) muss nicht durchgeführt werden.
  • [Drahtziehschritt (S4)]
  • Wenn der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) durchgeführt wird, wird der Walzdraht nach dem Patentierungsbehandlungsschritt (S3) im Drahtziehschritt (S4) einem Drahtziehen unterzogen. Wenn der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) nicht durchgeführt wird, wird der Walzdraht nach dem Warmumformungsschritt (S2) im Drahtziehschritt (S4) dem Drahtziehen unterzogen. Durch das Drahtziehen wird ein Stahldraht mit einem gewünschten Außendurchmesser hergestellt. Der Drahtziehschritt (S4) kann nach einem bekannten Verfahren durchgeführt werden. Insbesondere wird der Walzdraht einer Schmierbehandlung unterzogen, und auf der Oberfläche des Walzdrahtes wird ein Schmiermittelüberzug, z. B. ein Phosphatüberzug oder eine Metallseifenschicht, gebildet. Nach der Schmierbehandlung wird der Walzdraht bei normaler Temperatur gezogen. Für das Ziehen des Drahtes kann eine bekannte Drahtziehmaschine verwendet werden. Eine Drahtziehmaschine ist mit Matrizen ausgestattet, um den Walzdraht dem Drahtziehen zu unterziehen.
  • [Abschreck- und Anlassschritt (S5)]
  • In im Abschreck- und Anlassschritt (S5) wird der Stahldraht nach dem Drahtziehschritt (S4) einer Abschreck- und Anlassbehandlung unterzogen. Der Abschreck- und Anlassschritt (S5) umfasst einen Abschreck- und einen Anlassprozess. Beim Abschrecken wird der Stahldraht zunächst auf den Ac3-Umwandlungspunkt oder höher erwärmt. Das Erwärmen erfolgt z. B. mit einem Hochfrequenz-Induktionsheizgerät. Der erwärmte Stahldraht wird schnell abgekühlt. Das Verfahren der Schnellabkühlung kann eine Wasserkühlung oder eine Ölkühlung sein. Durch den Abschreckprozess wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes in eine Struktur gebracht, die hauptsächlich aus Martensit besteht.
  • Nach dem Abschreckprozess wird der Stahldraht einem Anlassprozess unterzogen. Die Anlasstemperatur beim Anlassen ist der Ac1-Umwandlungspunkt oder niedriger. Die Anlasstemperatur beträgt z.B. 250 bis 500 °C. Durch das Durchführen des Anlassprozesses wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes so hergestellt, dass sie hauptsächlich aus angelassenem Martensit besteht. Ein Stahldraht für eine Dämpferfeder wird durch das obige Herstellungsverfahren hergestellt.
  • [Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30)]
  • Im Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30) wird eine Dämpferfeder unter Verwendung des im Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht hergestellten Stahldrahtes produziert. Der Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30) umfasst einen Kaltwickelschritt (S6), einen Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7), einen Nitrierschritt (S8), einen Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis und einen Kugelstrahl-Schritt (S9).
  • [Kaltwickelschritt (S6)]
  • Im Kaltwickelschritt (S6) wird der durch den Vorbereitungsschritt für den Stahldraht (S20) hergestellte Stahldraht einem Kaltwickelvorgang unterzogen, um ein Stahlzwischenmaterial einer Dämpferfeder herzustellen. Das Kaltwickeln wird mit einer bekannten Wickelvorrichtung durchgeführt. Der Wickelapparat ist beispielsweise mit einer Vielzahl von Übertragungsrollensätzen, einer Drahtführung, einer Vielzahl von Windungsformungswerkzeugen (Wickelstiften) und einem Dorn mit einem halbkreisförmigen Querschnitt ausgestattet. Jeder Übertragungsrollensatz umfasst ein Paar einander zugewandter Rollen. Die Vielzahl der Übertragungsrollensätze ist in einer Reihe angeordnet. Jeder Übertragungsrollensatz legt den Stahldraht zwischen dem Paar von Rollen fest und transportiert den Stahldraht in der Drahtführungsrichtung. Der Stahldraht läuft durch die Drahtführung. Der Stahldraht, der die Drahtführung durchlaufen hat, wird durch die Vielzahl von Wickelstiften und den Dorn bogenförmig gebogen und dadurch zu einem spulenförmigen Stahlzwischenmaterial geformt.
  • [Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7)]
  • Der Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) ist ein essentieller Schritt. Im Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) wird eine Glühbehandlung durchgeführt, um Restspannungen zu beseitigen, die im Stahlzwischenmaterial durch den Kaltwickelschritt (S6) erzeugt wurden. Die Behandlungstemperatur (Glühtemperatur) bei der Glühbehandlung wird z. B. auf 400 bis 500 °C festgelegt. Die Haltezeit bei der Glühtemperatur ist nicht besonders beschränkt, beträgt aber zum Beispiel 10 bis 50 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit lässt man das Stahlzwischenmaterial abkühlen oder kühlt es langsam auf Normaltemperatur ab.
  • [Nitrierschritt (S8)]
  • Im Nitrierschritt (S8) wird das Stahlzwischenmaterial nach dem Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) nitriert. Beim Nitrieren wird Stickstoff veranlasst, in die äußere Schicht des Stahlzwischenmaterials einzudringen, und eine nitrierte Schicht (gehärtete Schicht) wird an der äußeren Schicht des Stahlzwischenmaterials durch Festlösungsverfestigung durch gelösten Stickstoff und Ausscheidungsverfestigung durch Nitridbildung gebildet.
  • Es genügt, das Nitrieren unter den bekannten Bedingungen durchzuführen. Das Nitrieren wird bei einer Behandlungstemperatur (Nitriertemperatur) durchgeführt, die nicht höher ist als der Ac1-Umwandlungspunkt. Die Nitriertemperatur beträgt zum Beispiel 400 bis 530 °C. Die Haltezeit bei der Nitriertemperatur liegt zwischen 1,0 und 5,0 Stunden. Die Atmosphäre innerhalb des Ofens, in dem das Nitrieren durchgeführt wird, ist nicht besonders limitiert, solange es sich um eine Atmosphäre handelt, in der das chemische Potential des Stickstoffs ausreichend hoch wird. Die Ofenatmosphäre für das Nitrieren kann beispielsweise aus einer Atmosphäre bestehen, der ein Gas mit aufkohlenden Eigenschaften (RX-Gas o.ä.) beigemischt ist, wie dies beim Weichnitrieren der Fall ist.
  • [Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • In dem Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird das Stahlzwischenmaterial nach dem Nitrierschritt (S8) einer Wärmebehandlung (Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis) unterzogen, um feine Ausscheidungen auf V-Basis in dem Stahlzwischenmaterial zu bilden. Durch die Durchführung des Wärmebehandlungsschritts (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis im Kernabschnitt der Dämpferfeder wird die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm auf 500 bis 8000 Stück/µm2 erhöht.
  • Bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird eine Wärmebehandlungstemperatur T (°C) in einem Bereich von 540 bis 650 °C festgelegt. Eine Haltezeit t (min) bei der Wärmebehandlungstemperatur T (°C) ist besonders eingeschränkt und liegt beispielsweise in einem Bereich von 5/60 (d.h. 5 Sekunden) bis 50 Minuten.
  • Die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis kann höher sein als die für das Nitrieren verwendete Temperatur. Bei dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung einer Dämpferfeder wird in einer Wärmebehandlung (Spannungsarmglühbehandlung o.ä.) nach einem Abschrecken und Tempern eine Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt als die beim Nitrieren verwendete Nitriertemperatur. Dies liegt daran, dass das herkömmliche Herstellungsverfahren für Dämpferfedern auf der technischen Idee basiert, dass die Ermüdungsgrenze erhöht wird, indem die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials auf einem hohen Niveau gehalten wird. Beim Nitrieren ist ein Erwärmen auf eine Nitriertemperatur erforderlich. Daher wird bei dem herkömmlichen Herstellungsverfahren eine Abnahme der Festigkeit des Stahls dadurch unterdrückt, dass die Erwärmungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich unter der Nitriertemperatur liegt. Andererseits wurde für die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform anstelle der technischen Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials die technische Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Bildung einer großen Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße angenommen. Daher wird bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis die Wärmebehandlungstemperatur T auf 540 bis 650 °C festgelegt, ein Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis leicht bilden können. Eine bevorzugte untere Grenze der Wärmebehandlungstemperatur T ist 560 °C, noch bevorzugter ist 565 °C und weiter bevorzugt ist 570 °C.
  • Darüber hinaus wird die Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis so durchgeführt, dass Fn, definiert durch die folgende Gleichung (1), im Bereich von 27,0 bis 40,0 liegt. Fn = T { t 1 / 8 + ( 2 Cr + Mo + 4 V ) } / 100
    Figure DE112020005003T5_0001
    T in Gleichung (1) stellt eine Wärmebehandlungstemperatur (°C) bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis dar, und t stellt eine Haltezeit (min) bei der Wärmebehandlungstemperatur T dar. Der Gehalt (Masse-%) eines entsprechenden Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Dämpferfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) wird für jedes Symbol eines Elements in Gleichung (1) ersetzt.
  • Die Menge an Ausscheidungen auf V-Basis, die ausgeschieden werden, wird nicht nur von der Wärmebehandlungstemperatur T (°C) und der Haltezeit t (min) beeinflusst, sondern auch von den jeweiligen Gehalten an Cr, Mo und V, die Elemente sind, die zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis beitragen.
  • Insbesondere die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird durch Cr und Mo begünstigt. Obwohl der Grund dafür nicht klar ist, ist der folgende Grund denkbar. In einem Temperaturbereich, der niedriger ist als ein Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis bilden, bildet Cr Karbide auf Fe-Basis wie Zementit oder Cr-Karbide. Ebenso bildet Mo in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als ein Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis bilden, Mo-Karbide (Mo2C). Mit steigender Temperatur lösen sich die Fe-basierten Karbide, Cr-Karbide und Mo-Karbide auf und dienen als Keimstellen für Ausscheidungen auf V-Basis. Infolgedessen wird bei der Erwärmungstemperatur T die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis erleichtert.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Dämpferfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wird die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unzureichend sein, wenn Fn weniger als 27,0 beträgt. In diesem Fall wird im Kernabschnitt der hergestellten Dämpferfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis, die einen maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm haben, weniger als 500 Stück/µm2 betragen. Andererseits, unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Dämpferfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, werden die gebildeten Ausscheidungen auf V-Basis vergröbert, wenn Fn mehr als 40,0 beträgt. In diesem Fall wird im Kernabschnitt der hergestellten Dämpferfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm weniger als 500 Stück/µm2 betragen.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung der Dämpferfeder (der chemischen Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wenn Fn im Bereich von 27,0 bis 40,0 liegt, wird im Kernabschnitt der hergestellten Dämpferfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2 liegen.
  • Eine bevorzugte untere Grenze von Fn liegt bei 27,5, bevorzugter bei 28,0, weiter bevorzugt bei 28,5 und noch weiter bevorzugt bei 29,0. Eine bevorzugte obere Grenze von Fn ist 39,5, bevorzugter 39,0, weiter bevorzugt 38,5 und noch weiter bevorzugt 38,0.
  • [Kugelstrahl-Schritt (S9)]
  • Der Kugelstrahl-Schritt (S9) ist ein essentieller Schritt. Beim Kugelstrahl-Schritt (S9) wird die Oberfläche des Stahlzwischenmaterials kugelgestrahlt. Auf diese Weise werden Druckeigenspannungen in die äußere Schicht der Dämpferfeder eingebracht, und die Ermüdungsgrenze kann weiterhin erhöht werden. Das Kugelstrahlen kann nach einem bekannten Verfahren durchgeführt werden. Zum Beispiel werden Strahlmittel mit einem Durchmesser von 0,01 bis 1,5 mm für das Kugelstrahlen verwendet. Als Strahlmittel können bekannte Strahlmittel wie Stahlschrot oder Stahlkugeln verwendet werden. Die auf die Dämpferfeder einwirkende Druckeigenspannung wird in Abhängigkeit vom Durchmesser des Strahlmittels, der Schussgeschwindigkeit, der Schusszeit (Dauer) und der pro Zeiteinheit auf eine Fläche geschossenen Strahlmittelmenge eingestellt.
  • Die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform kann mit dem oben beschriebenen Herstellungsverfahren hergestellt werden. In der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform liegt der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts innerhalb des oben genannten Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, und in dem Kernabschnitt liegt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2. Daher wird eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze erhalten.
  • Es ist zu beachten, dass in dem oben erwähnten Produktionsablauf (2) der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nach dem Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird. Solange der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis jedoch nach dem Abschrecken im Abschreck- und Anlassschritt (S5) erfolgt, kann der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis in jedem Stadium durchgeführt werden. Beispielsweise kann ein Produktionsfluss angenommen werden, bei dem nach dem Nitrierschritt (S8) der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht vor dem Kugelstrahl-Schritt (S9) durchgeführt wird, und stattdessen Wärmebehandlungsschritt (S 100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nach dem Kugelstrahl-Schritt (S9) durchgeführt wird. Weiterhin kann ein Produktionsablauf angenommen werden, bei dem der Wärmebehandlungsschritt (S 100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Nitrierschritt (S8) und vor dem Kugelstrahl-Schritt (S9) liegt, und stattdessen der Wärmebehandlungsschritt (S 100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Abschreck- und Anlassschritt (S5) und vor dem Kaltwickelschritt (S6) liegt. Darüber hinaus kann der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis anstelle des Anlassens im Abschreck- und Anlassschritt (S5), nach dem Abschrecken durchgeführt werden. In diesem Fall dient der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis auch als Anlassen. In einem Fall, in dem der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis anstelle des Anlassens nach dem Abschrecken durchgeführt wird, braucht der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht nach dem Nitrierschritt (S8) durchgeführt zu werden.
  • Es ist zu beachten, dass ein Hersteller der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform die Lieferung eines Walzdrahtes von einem Dritten erhalten kann und den Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht und den Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30) unter Verwendung des vorbereiteten Walzdrahtes durchführen kann. Ein Hersteller der Dämpferfeder kann auch die Lieferung eines Stahldrahtes von einer dritten Partei erhalten und den Dämpferfeder-Herstellungsschritt (S30) unter Verwendung des vorbereiteten Stahldrahtes durchführen.
  • BEISPIEL
  • Vorteilhafte Wirkungen der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform werden nun anhand von Beispielen näher beschrieben. Die in den folgenden Beispielen angenommenen Bedingungen sind ein Beispiel für Bedingungen, die angenommen wurden, um die Durchführbarkeit und die vorteilhaften Wirkungen der Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform zu bestätigen. Dementsprechend ist die Dämpferfeder der vorliegenden Ausführungsform nicht auf dieses eine Beispiel von Bedingungen limitiert.
  • Es wurden geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt.
    Figure DE112020005003T5_0002
  • In Tabelle 1 bedeutet das Symbol „-“, dass der Gehalt des entsprechenden Elements unter der Nachweisgrenze lag. Das heißt, es bedeutet, dass das entsprechende Element nicht enthalten war. Beispielsweise in Bezug auf den Nb-Gehalt der Stahlsorte A bedeutet das „-“-Symbol, dass der Gehalt „0“% beträgt, wenn der Gehalt auf drei Dezimalstellen abgerundet wird. Bei den chemischen Zusammensetzungen der in Tabelle 1 aufgeführten Stahlsorten handelte es sich bei dem Rest außer den in Tabelle 1 aufgeführten Elementen um Fe und Verunreinigungen. Jeder der vorgenannten geschmolzenen Stähle wurde zur Herstellung eines Gussstücks (Vorblock) im Stranggussverfahren verwendet. Nach dem Erwärmen des Vorblocks wurde dieser einem Vorwalzprozess unterzogen und anschließend in einem Stranggussverfahren gewalzt, um einen Knüppel mit einem Querschnitt von 162 mm x 162 mm senkrecht zur Längsrichtung herzustellen. Die für das Vorwalzen verwendete Erwärmungstemperatur betrug 1200 bis 1250 °C, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 2,0 Stunden.
  • Der hergestellte Knüppel wurde einem Fertigwalzverfahren unterzogen, um einen Walzdraht mit einem Durchmesser von 5,5 mm herzustellen. Die Erwärmungstemperatur in einem Wiedererwärmungsofen für jede Versuchsnummer im Fertigwalzverfahren betrug 1150 bis 1200 °C, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 1,5 Stunden.
  • Der hergestellte Walzdraht wurde einer Patentierungsbehandlung unterzogen. Die Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung betrug 650 bis 700 °C, die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur 20 Minuten. Der Walzdraht wurde nach der Patentierungsbehandlung einem Drahtziehen unterzogen, um einen Stahldraht mit einem Durchmesser von 4,0 mm herzustellen. Der hergestellte Stahldraht wurde abgeschreckt. Die Abschrecktemperatur betrug 950 bis 1000 °C. Nach Ablauf der Haltezeit wurde der Stahldraht einer Wasserkühlung unterzogen. Nach dem Abschrecken wurde der Stahldraht angelassen. Die Anlasstemperatur betrug 480 °C. Die Stahldrähte mit den entsprechenden Prüfnummern wurden nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt.
  • Der hergestellte Stahldraht wurde einem Verfahren zur Herstellung einer Dämpferfeder unterzogen. Insbesondere wurde der Stahldraht jeder Prüfnummer unter den gleichen Bedingungen kalt gewickelt, um ein gewickeltes Stahlzwischenmaterial herzustellen. Das Stahlzwischenmaterial wurde einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen. Die Glühtemperatur beim Spannungsarmglühen betrug 450 °C, und die Haltezeit bei der Glühtemperatur betrug 20 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit ließ man das Stahlzwischenmaterial abkühlen.
  • Das Stahlzwischenmaterial wurde nach dem Spannungsarmglühbehandlung einer Nitrierbehandlung unterzogen. Die Nitriertemperatur wurde auf 450 °C festgelegt, und die Haltezeit bei der Nitriertemperatur wurde auf 5,0 Stunden festgelegt. Das Stahlzwischenmaterial wurde nach dem Nitrieren einer Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unterzogen.
  • Die Erwärmungstemperatur T, die Haltezeit t (min) bei der Erwärmungstemperatur T (°C) und der Fn-Wert bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis sind in Tabelle 2 angegeben. Nach der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wurde das Kugelstrahlen unter den bekannten Bedingungen durchgeführt. Zunächst wurde das Kugelstrahlen mit geschnittenem Draht mit einem Durchmesser von 0,8 mm als Strahlmittel durchgeführt. Anschließend wurde das Kugelstrahlen mit Stahlkugeln mit einem Durchmesser von 0,2 mm als Strahlmittel durchgeführt. Die Schussgeschwindigkeit, die Schusszeit (Dauer) und die Menge des auf eine Flächeneinheit pro Zeiteinheit geschossenen Strahlmittels beim Kugelstrahlen der ersten Stufe und der zweiten Stufe wurden für jede Versuchsnummer gleich gemacht. Es ist zu beachten, dass bei Versuchsnummer 16 keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis durchgeführt wurde und dass das vorgenannte Kugelstrahlen auf dem Stahlzwischenmaterial nach dem Nitrieren durchgeführt wurde.
    [Tabelle 2] Tabelle 2
    Test Nummer Stahlsorte Nummer Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis Wärmebehandlungsverfahren Martensit Flächenanteil (%) Ausscheidung -en auf V-Basis Anzahl Dichte (Stücke/µm2) Ermüdungs -grenze (MPa) Verhältnis der Ermüdungs grenze
    Wärmebehandlungs -Temperatur T (°C) Haltezeit t (min) Fn
    1 A 590 15 35.3 98.6 3422 1530 2.62
    2 B 590 15 35.0 98.6 6427 1550 2.62
    3 C 590 15 35.1 98.1 2346 1510 2.61
    4 D 590 15 34.9 98.0 2974 1530 2.62
    5 E 590 15 34.8 98.4 3290 1535 2.62
    6 F 590 15 36.3 98.1 7433 1545 2.65
    7 G 590 15 34.0 98.2 1758 1525 2.61
    8 H 590 15 33.4 98.3 2967 1540 2.62
    9 I 590 15 36.4 98.6 5118 1550 2.65
    10 J 590 15 34.4 98.0 3239 1540 2.61
    11 K 590 15 36.1 98.5 4575 1555 2.64
    12 A 560 30 34.2 98.0 3495 1540 2.63
    13 A 600 5 34.8 98.4 3247 1530 2.62
    14 L 590 15 35.0 98.3 2038 1485 2.57
    15 M 590 15 32.6 98.8 486 1420 2.43
    16 A - - - 98.0 - 1460 2.22
    17 A 500 0.1 26.6 98.3 - 1475 2.35
    18 A 490 0.4 26.8 98.5 - 1460 2.25
    19 A 660 40 40.7 98.8 348 1435 2.56
    20 H 540 0.08 26.9 98.2 - 1460 2.23
    21 A 650 50 40.4 99.2 406 1435 2.45
  • Die Dämpferfedern wurden mit dem oben beschriebenen Produktionsverfahren hergestellt. Die hergestellten Dämpferfedern jeder Prüfnummer wurden den folgenden Bewertungstests unterzogen.
  • [Mikrostrukturbeobachtungstest]
  • Die Dämpferfeder jeder Prüfnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Probekörpers wurde entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Probekörpers wurde eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers entspricht, als Beobachtungsfläche gewählt. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wurde die Beobachtungsfläche mit 2%iger Salpetersäure-AlkoholLösung (Nital-Ätzmittel) geätzt. Eine R/2-Position der geätzten Beobachtungsfläche wurde mit einem Lichtmikroskop mit einer Vergrößerung von 500x beobachtet, und es wurden fotografische Bilder von fünf beliebigen Sichtfeldern erstellt. Die Größe der einzelnen Sichtfelder wurde auf 100 µm × 100 µm festgelegt. In jedem Sichtfeld unterschied sich der Kontrast für die jeweiligen Phasen Martensit, Restaustenit, Ausscheidungen, Einschlüsse und dergleichen. Daher wurde der Martensit anhand des Kontrasts identifiziert. Die Bruttofläche (µm2) des in jedem Sichtfeld identifizierten Martensits wurde ermittelt. Der Anteil der Bruttofläche von Martensit in allen Sichtfeldern im Verhältnis zur Bruttofläche (10000 µm2 × 5) aller Sichtfelder wurde als Flächenanteil (%) von Martensit definiert. Der so festgestellte Flächenanteil an Martensit ist in Tabelle 2 dargestellt. Bei jeder Prüfnummer betrug der Flächenanteil an Martensit 90,0 % oder mehr.
  • [Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • Die Dämpferfeder jeder Prüfnummer wurde in Richtung ihres Drahtdurchmessers geschnitten und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und mit einer Dicke von 0,5 mm wurde entnommen. Beide Seiten der Scheibe wurden mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm liegt. Danach wurde eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm aus dem Mittelteil (einem Abschnitt, der dem Kernabschnitt der Dämpferfeder entspricht) der Scheibe entnommen. Die Probe wurde in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wurde mit einem Transmissionselektronenmikroskop untersucht. Zunächst wurde eine Analyse der Kikuchi-Linien in Bezug auf die Dünnschichtprobe durchgeführt, um die Kristallorientierung der Dünnschichtprobe zu identifizieren. Anschließend wurde die Dünnschichtprobe entsprechend der ermittelten Kristallorientierung gekippt und die Dünnschichtprobe so festgelegt, dass die (001)-Ebene des Ferrits (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden konnte. Die Dünnschichtprobe wurde in ein TEM eingesetzt, und die Kikuchi-Linien wurden beobachtet. Die Dünnschichtprobe wurde so gekippt, dass die [001]-Richtung des Ferrits in den Kikuchi-Linien mit der Einfallsrichtung des Elektronenstrahls übereinstimmte. Nach der Einstellung wurde das eigentliche Bild aus einer vertikalen Richtung auf die (001)-Ebene des Ferrits beobachtet. Nach dem Festlegen der Dünnschichtprobe wurden Beobachtungssichtfelder an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe identifiziert und jedes Beobachtungssichtfeld wurde mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200000x und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungssichtfeld wurde auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • In einem TEM-Bild werden Ausscheidungen mit einem schwarzen Kontrast und einer geringen Helligkeit im Vergleich zur Mutterphase dargestellt. Daher wurden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit schwarze Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis betrachtet. Die Länge des Liniensegments der jeweiligen Ausscheidungen auf V-Basis, die in jedem der Beobachtungssichtfelder identifiziert wurden, wurde gemessen, und die gemessene Länge wurde als maximaler Durchmesser (nm) der betreffenden Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den vier Beobachtungssichtfeldern wurde durch die vorgenannte Messung festgestellt. Basierend auf der ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und der Bruttofläche (0,0324 µm2) der vier Beobachtungssichtfelder wurde die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm (Stück/µm2) ermittelt. Die ermittelte Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis ist in der Spalte „Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm2)“ in Tabelle 2 angegeben. Das Symbol „-“ in der Spalte „Ausscheidungen auf V-Basis Anzahldichte (Stück/µm2)“ bedeutet, dass die Anzahldichte 0 Stück/µm2 betrug.
  • [Vickers-Härtemessung]
  • Die Härte des Kernabschnitts der Dämpferfeder jeder Testnummer wurde durch eine Vickers-Härteprüfung festgestellt. Konkret wurde eine Vickers-Härteprüfung gemäß JIS Z 2244 (2009) an drei beliebigen Stellen an einer R/2-Position („R“ steht für den Radius) eines Querschnitts in Richtung des Drahtdurchmessers der Dämpferfeder jeder Prüfnummer durchgeführt. Die Prüfkraft wurde auf 0,49 N festgelegt. Der arithmetische Mittelwert der an den drei Stellen erhaltenen Vickershärtewerte wurde als Vickershärte des Kernabschnitts der Dämpferfeder der jeweiligen Prüfnummer angenommen.
  • [Ermüdungstest]
  • Mit den Dämpferfedern jeder Prüfnummer wurde ein nachfolgend beschriebener Ermüdungstest durchgeführt. Für den Ermüdungstest wurde ein Druckermüdungstest durchgeführt, bei dem eine wiederholte Belastung in Richtung der Mittelachse der gewickelten Dämpferfedern aufgebracht wurde. Als Prüfmaschine wurde ein elektrohydraulisches Servo-Ermüdungsprüfgerät (Belastbarkeit 500 kN) verwendet.
  • Als Prüfbedingungen wurde ein Spannungsverhältnis von 0,2 als Belastung festgelegt, und die Frequenz wurde von 1 bis 3 Hz festgelegt. Die Prüfung wurde so lange durchgeführt, bis die Dämpferfeder brach, wobei eine Zyklenzahl von 107 Zyklen als Obergrenze festgelegt wurde. Wenn die Dämpferfeder nicht vor Erreichen von 107 Zyklen brach, wurde der Test bei 107 Zyklen gestoppt und es wurde festgestellt, dass das Ergebnis des Tests „kein Bruch“ war. In diesem Fall wurde der Höchstwert der Prüfspannung, bei dem die Dämpferfeder nach 107 Zyklen nicht brach, als „FM“ definiert, und der Mindestwert der Prüfspannung, bei dem die Dämpferfeder vor Erreichen von 107 Zyklen bei einem Wert von nicht weniger als FM brach, wurde als „FB“ definiert. Der arithmetische Mittelwert von FM und FB wurde als „FA“ definiert, und der Wert von FA in einem Fall, in dem (FB - FM)/FA ≤ 0,10 beträgt, wurde als die Ermüdungsgrenze (MPa) definiert. Andererseits wurde in einem Fall, in dem alle Dämpferfedern infolge der Prüfung gebrochen sind, d. h. in einem Fall, in dem FM nicht erhalten werden konnte, eine Prüfspannung, die einer Lebensdauer von 107 Zyklen entspricht, basierend auf dem Verhältnis zwischen der Bruchlebensdauer und der Prüfspannung extrapoliert, und die Ermüdungsgrenze (MPa) wurde definiert. Die Prüfspannung entsprach dabei der Oberflächenspannungsamplitude an der Bruchstelle. Basierend auf den vorgenannten Definitionen und den Auswerteversuchen wurde für die Dämpferfedern jeder Prüfnummer eine Ermüdungsgrenze (MPa) bestimmt. Zusätzlich wurde aus der erhaltenen Ermüdungsgrenze und der Vickershärte des Kernabschnitts ein Verhältnis der Ermüdungsgrenze (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte des Kernabschnitts) ermittelt.
  • [Prüfergebnisse]
  • Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. Aus Tabelle 2 geht hervor, dass bei den Prüfungen 1 bis 13 die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren angemessen waren. Daher betrug der Martensitflächenanteil in der Mikrostruktur der Dämpferfeder bei jeder dieser Prüfnummern 90,0 % oder mehr. Darüber hinaus betrug die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm bei jeder dieser Prüfnummern 500 bis 8000 Stück/µm2. Daher lag bei jeder dieser Prüfnummern die Ermüdungsgrenze bei 1500 MPa oder mehr, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte des Kernabschnitts) betrug 2,60 oder mehr.
  • Andererseits war der Si-Gehalt in Test Nummer 14 zu niedrig. Daher war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,60, was niedrig war.
  • In Test Nummer 15 war der V-Gehalt zu niedrig. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,60.
  • In Test Nummer 16 wurde trotz geeigneter chemischer Zusammensetzung keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis durchgeführt. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,60.
  • In Test Nummern 17 und 18 war die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Wärmebehandlung der Ausscheidungen auf V-Basis zu niedrig, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war unter 2,60.
  • In Test Nummer 19 war die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Erwärmung der auf V basierenden Ausscheidungen zu hoch, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Folglich vergröberten die Ausscheidungen auf V-Basis, und die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm war zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,60, was niedrig war.
  • In Test Nummer 20 war, obwohl die chemische Zusammensetzung geeignet war und die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis ebenfalls geeignet war, Fn kleiner als 27,0. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war weniger als 2,60.
  • In Test Nummer 21 lag der Fn-Wert bei mehr als 40,0, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war und die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis ebenfalls angemessen war. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war weniger als 2,60.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung sind oben beschrieben worden. Die vorstehenden Ausführungsformen sind jedoch lediglich Beispiele für die Umsetzung der vorliegenden Erfindung. Dementsprechend ist die vorliegende Erfindung nicht auf die obigen Ausführungsformen beschränkt, und die obigen Ausführungsformen können in geeigneter Weise modifiziert und innerhalb eines Bereichs implementiert werden, der nicht vom Kern der vorliegenden Erfindung abweicht.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • JP 257637 [0005]
    • JP 2010163689 [0005]
    • JP 2007302950 [0005]
    • JP 2006183137 [0005]

Claims (2)

  1. Eine Dämpferfeder, umfassend: eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht; wobei: eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger, N: 0,0070% oder weniger, und Nb: 0 bis 0,020%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind; und im Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt.
  2. Die Dämpferfeder nach Anspruch 1, wobei: in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts: ein Nb-Gehalt 0,005 bis 0,020% beträgt.
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