DE112021007366T5 - Stahlmaterial - Google Patents

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Shinya Teramoto
Keisuke Chiba
Yutaka Neishi
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Nippon Steel Corp
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Abstract

Es wird ein Stahlmaterial bereitgestellt, der die Verschlechterung seiner Oberfläche nach einer Schabbehandlung unterdrücken kann. Die chemische Zusammensetzung eines Stahlmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform besteht aus, in Masse-%, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis 2,90%, Mn: 0,25 bis 1,00%, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, N: 0,0100% oder weniger, Mo: 0 bis 0,50%, Nb: 0 bis 0,050%, W: 0 bis 0,60%, Ni: 0 bis 0,50%, Co: 0 bis 0,30%, B: 0 bis 0,0050%, Cu: 0 bis 0,050%, Al: 0 bis 0,0050% und Ti: 0 bis 0,050%, der Rest sind Fe und Verunreinigungen. In der Mikrostruktur des Stahlmaterials beträgt der Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr, und im Ferrit im Perlit beträgt die volumetrische Dichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahlmaterial, insbesondere ein Stahlmaterial, das als Ausgangsmaterial für eine Feder, wie eine Dämpferfeder oder eine Ventilfeder, dient.
  • TECHNISCHER HINTERGRUND
  • Federn werden häufig in Kraftfahrzeugen und allgemeinen Maschinen verwendet. Zu den Federn, die in Kraftfahrzeugen und allgemeinen Maschinen verwendet werden, gehören Dämpferfedern, die Stöße von außen und Vibrationen abfedern. Eine Dämpferfeder wird z. B. in einem Drehmomentwandler verwendet, der die Antriebskraft eines Autos auf das Getriebe überträgt. Von einer Dämpferfeder wird eine hohe Dauerfestigkeit verlangt. Unter den Federn, die in Automobilen und allgemeinen Maschinen verwendet werden, regelt ferner eine Ventilfeder das Öffnen und Schließen eines internen Ventils des Automobils oder der allgemeinen Maschine. Eine Ventilfeder wird zum Beispiel verwendet, um das Öffnen und Schließen eines Luftzufuhrventils eines Verbrennungsmotors (Motor) eines Automobils zu steuern. Ähnlich wie bei einer Dämpferfeder ist daher auch bei einer Ventilfeder eine hohe Dauerfestigkeit erforderlich.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer Feder, wie z.B. einer Dämpferfeder oder einer Ventilfeder oder ähnlichem, ist wie folgt. Ein Stahlmaterial (Walzdraht), der als Ausgangsmaterial für die Feder dienen soll, wird vorbereitet. Das Stahlmaterial wird einer Schabbehandlung (Schälen) unterzogen. Der Begriff „Schabbehandlung“ bezieht sich hier auf ein Verfahren, bei dem das Stahlmaterial (Walzdraht) durch ein Schabewerkzeug geführt wird, um dadurch die gesamte Oberfläche (Umfangsfläche) des Stahlmaterials abzuschaben (zu schälen). Durch die Ausführung der Schabbehandlung werden Oberflächendefekte und eine Entkohlungsschicht auf der Stahlmaterialoberfläche entfernt.
  • Das Stahlmaterial wird nach der Schabbehandlung einem Drahtziehen unterzogen, um einen Stahldraht herzustellen. Der Stahldraht wird einer thermischen Veredelungsbehandlung (Abschrecken und Anlassen) unterzogen. Der Stahldraht wird nach der thermischen Veredelungsbehandlung kalt gewickelt, um ein Stahlzwischenmaterial in Spulenform herzustellen. Das Stahlzwischenmaterial wird einem Spannungsabbau unterzogen. Das Stahlzwischenmaterial wird nach dem Spannungsabbau erforderlichenfalls einer Einsatzhärtungs-Wärmebehandlung (Nitrieren o. ä.) unterzogen. Das Stahlzwischenmaterial wird nach dem Spannungsabbau oder der Einsatzhärtungs-Wärmebehandlung kugelgestrahlt, um der äußeren Schicht eine Druckeigenspannung zu verleihen. Durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren wird eine Feder hergestellt.
  • Die Technologie für ein solches Stahlmaterial, das als Ausgangsmaterial für eine Feder dient, wird in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 7-173577 (Patentschrift 1) und der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-327084 (Patentschrift 2) vorgeschlagen.
  • Ein in der Patentschrift 1 offenbartes Stahlmaterial für eine Feder enthält in Masse-%: C: 0,3 bis 0,6%, Si: 1,0 bis 3,0%, Mn: 0,1 bis 0,5%, und Cr: 0,5 bis 1,5%, und außerdem Ni: 1,0% oder weniger (ohne 0) und/oder Mo: 0,1 bis 0,5%, als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Darüber hinaus beträgt FP (= (0,23 [C] + 0,1) × (0,7[Si] + 1) × (3,5[Mn] + 1) × (2,2[Cr] + 1) × (0,4[Ni] + 1) × (3[Mo] + 1)) in diesem Stahlmaterial 2,5 bis 4,5. In der Patentschrift 1 heißt es, dass das vorgenannte Stahlmaterial nach dem Anlassen und Tempern eine hohe Festigkeit von 1900 MPa oder mehr und eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit aufweist.
  • Ein in der Patentschrift 2 offenbarter Walzdraht besteht aus, in Masse-%, C: 0,6 bis 1,1%, Si: 0,1 bis 2,0%, Mn: 0,1 bis 1%, P: 0,020% oder weniger (ohne 0%), S: 0,020% oder weniger (ohne 0%), N: 0,006% oder weniger (ohne 0%), Al: 0,03% oder weniger (ohne 0%) und O: 0,003% oder weniger (ohne 0%), wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Darüber hinaus weist dieser Walzdraht eine Perlitstruktur auf, bei der der Flächenanteil des Zweitphasenferrits 11,0% oder weniger beträgt und der Perlit-Lamellenabstand 120 µm oder mehr beträgt. In der Patentschrift 2 heißt es, dass dieser Walzdraht durch die oben beschriebene Zusammensetzung unabhängig von einer Erhöhung der Drahtziehgeschwindigkeit und einer Erhöhung der Flächenreduzierung unempfindlich gegen Drahtbruch ist und auch die Lebensdauer eines zum Drahtziehen verwendeten Werkzeugs verlängern kann.
  • ZITATLISTE
  • PATENTSCHRIFT
    • Patentschrift 1: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 7-173577
    • Patentschrift 2: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-327084
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • TECHNISCHES PROBLEM
  • In diesem Zusammenhang wird, wie oben beschrieben, ein Stahlmaterial, das als Ausgangsmaterial für eine Feder dienen soll, während des Herstellungsprozesses der Feder einer Schabbehandlung (Schälen) unterzogen. In diesem Fall können auf der Oberfläche des Stahls nach der Schabbehandlung manchmal durch das Schaben verursachte Oberflächendefekte (im Folgenden als „schabeinduzierte Oberflächendefekte“ bezeichnet) wie z. B. ein „Grat“, eine „Furche“ oder ein „Riss“ auftreten. Der Begriff „Grat“ bezieht sich hier auf einen Oberflächendefekt, der dadurch entsteht, dass ein Teil eines Spans, der während der Schabbehandlung auf der Oberfläche des Stahls erzeugt wurde, auf der Oberfläche des Stahls verbleibt. Der Begriff „Furche“ bezieht sich auf einen Oberflächendefekt, der dadurch entsteht, dass ein Teil der Stahlmaterialoberfläche nahe der Wurzel eines Spans abgerissen wird, wenn sich der Span von der Stahlmaterialoberfläche löst. Der Begriff „Riss“ bezieht sich auf einen Oberflächendefekt, der dadurch entsteht, dass ein Riss in einem Teil der Stahlmaterialoberfläche nahe der Wurzel eines Spans entsteht, wenn sich der Span von der Stahlmaterialoberfläche ablöst. Eine Stahlmaterialoberfläche, auf der ein durch Späne verursachter Oberflächendefekt aufgetreten ist, weist eine verringerte Glätte auf und befindet sich in einem Zustand, in dem eine Oberflächenverschlechterung eingetreten ist. Bei einer Feder, die unter Verwendung eines Stahlmaterials hergestellt wird, bei dem eine Oberflächenverschlechterung aufgetreten ist, nimmt die Dauerfestigkeit ab. Daher besteht bei einem Stahlmaterial, das als Ausgangsmaterial für eine Feder dient, eine Notwendigkeit, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach einer Schabbehandlung zu unterdrücken.
  • In den vorgenannten Patentschriften 1 und 2 ist keinerlei Technik zur Unterdrückung der Oberflächenverschlechterung eines Stahlmaterials nach einer Schabbehandlung offenbart.
  • Ziel der vorliegenden Offenbarung ist es, ein Stahlmaterial bereitzustellen, das in der Lage ist, eine Oberflächenverschlechterung auf einer Oberfläche zu unterdrücken, wenn eine Schabbehandlung durchgeführt wird.
  • LÖSUNG DES PROBLEMS
  • Ein Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform hat eine chemische Zusammensetzung, die in Masse-%, besteht aus
    C: 0,50 bis 0,80%,
    Si: 1,20 bis 2,90%,
    Mn: 0,25 bis 1,00%,
    Cr: 0,40 bis 1,90%,
    V: 0,05 bis 0,60%,
    P: 0,020% oder weniger,
    S: 0,020% oder weniger,
    N: 0,0100% oder weniger,
    Mo: 0 bis 0,50%,
    Nb: 0 bis 0,050%,
    W: 0 bis 0,60%,
    Ni: 0 bis 0,50%,
    Co: 0 bis 0,30%,
    B: 0 bis 0,0050%,
    Cu: 0 bis 0,050%,
    Al: 0 bis 0,0050%, und
    Ti: 0 bis 0,050%,
    wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind,
    wobei:
    • in der Mikrostruktur des Stahlmaterials ein Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr beträgt; und
    • in Ferrit in dem Perlit,
    • eine volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
  • VORTEILHAFTE WIRKUNG DER ERFINDUNG
  • Das Stahlmaterial gemäß der vorliegenden Offenbarung ist in der Lage, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche zu unterdrücken, wenn eine Schabbehandlung durchgeführt wird.
  • KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
    • [1] 1 ist ein Beispiel für ein transmissionselektronenmikroskopisches (TEM) Bild von Ferrit in Perlit einer dünnen Folienprobe.
    • [2] 2 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
    • [3] 3 ist eine Ansicht, die ein Beispiel für den Wärmeverlauf des Stahlmaterials in einem Fertigwalzschritt in 2 zeigt.
    • [4] 4 ist eine Ansicht, die eine kontinuierliche Kühlumwandlungskurve (CCT-Kurve) in einem Kühlschritt zum Kühlen des in 3 dargestellten Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
    • [5] 5 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren zur Herstellung einer Feder unter Verwendung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
  • BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORM
  • Die vorliegenden Erfinder haben zunächst Untersuchungen zur chemischen Zusammensetzung und zur Mikrostruktur eines Stahlmaterials durchgeführt, das sich als Ausgangsmaterial für Federn, wie z. B. Dämpferfedern, Ventilfedern und dergleichen eignet. Als Stahlmaterial für Federanwendungen eignet sich ein Stahlmaterial, das eine chemische Zusammensetzung aufweist, mit der die Dauerfestigkeit einer Feder erreicht wird, wenn die Feder unter Verwendung des Stahlmaterials als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Darüber hinaus ist eine Struktur, die es ermöglicht, dass das Stahlmaterial während eines Verfahrens zur Herstellung einer Feder in einer Schabbehandlung (Schälen) geschabt werden kann, für ein Stahlmaterial für Federanwendungen geeignet. Als Ergebnis dieser Untersuchungen kamen die Erfinder zu dem Schluss, dass, wenn die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials aus, in Masse-%, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis 2,90%, Mn: 0,25 bis 1,00%, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, N: 0,0100% oder weniger, Mo: 0 bis 0,50%, Nb: 0 bis 0,050%, W: 0 bis 0,60%, Ni: 0 bis 0,50%, Co: 0 bis 0,30%, B: 0 bis 0,0050%, Cu: 0 bis 0,050%, Al: 0 bis 0,0050% und Ti: 0 bis 0,050%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, und ein Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur von 90% oder mehr, ist das Stahlmaterial für Federanwendungen geeignet.
  • Die anwesenden Erfinder führten dann Studien in Bezug auf das Stahlmaterial mit der oben erwähnten chemischen Zusammensetzung und Mikrostruktur in Bezug auf Mittel zur Unterdrückung der Oberflächenverschlechterung auf der Stahlmaterialoberfläche nach der Durchführung einer Schabbehandlung durch. Als Ergebnis erhielten die Erfinder die folgende Erkenntnis.
  • Wie oben beschrieben, ist eine Schabbehandlung (Schälen) eine Behandlung, bei der die gesamte Oberfläche eines Stahlmaterials (Walzdraht) mit Hilfe eines Schabewerkzeugs abgeschält (geschnitten) wird. Da bei der Schabbehandlung die gesamte Stahlmaterialoberfläche abgeschält wird, können Zunder und eine Entkohlungsschicht auf der Stahlmaterialoberfläche entfernt werden, und Defekte wie z. B. Walzoberflächendefekt können ebenfalls entfernt werden. Infolgedessen ist die Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung glatt. Wenn die Stahlmaterialoberfläche bei der Schabbehandlung jedoch nicht glatt geschnitten wird, treten auf der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung durch das Schaben verursachte Oberflächendefekte wie Grate, Furchen oder Risse auf. Die durch das Schaben verursachten Oberflächendefekt vermindern die Glätte der Stahlmaterialoberfläche und verursachen eine Verschlechterung der Stahlmaterialoberfläche. Daher untersuchten die Erfinder einen Mechanismus, durch den die Stahlmaterialoberfläche während der Schabbehandlung geschnitten wird. Als Ergebnis erhielten die Erfinder die folgende Erkenntnis.
  • Bei einer Schabbehandlung wird die Oberfläche des Stahlmaterials mit einem Schabewerkzeug geschnitten. Der geschnittene Teil des Stahlmaterials wird in Form von Spänen von der Stahlmaterialoberfläche abgebrochen. Wenn es zu diesem Zeitpunkt schwierig ist, einen von der Oberfläche des Stahlmaterials durch die Schabematrize abgeschnittenen Span von der Stahlmaterialoberfläche abzubrechen, bleibt während der Schabbehandlung ein Teil des Spans auf der Stahlmaterialoberfläche zurück, oder ein Teil des Stahlmaterials in der Nähe einer Wurzel des Spans wird ausgehöhlt, oder ein Riss entsteht in der Stahlmaterialoberfläche in der Nähe der Wurzel des Spans. Solche Teile von Spänen, die auf der Oberfläche verbleiben, oder Furchen oder Risse, die an der Wurzel der Späne auftreten, werden zu schabeinduzierte Oberflächendefekten und verursachen eine Verschlechterung der Stahlmaterialoberfläche. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass während einer Schabbehandlung, wenn Späne, die durch das Schneiden mit einer Schabematrize erzeugt werden, leicht von der Stahlmaterialoberfläche abgebrochen werden können, die Späne in kurze Stücke gebrochen werden. Wenn die Späne in kurze Stücke gebrochen sind, lassen sich die kurzen Späne leicht von der Stahlmaterialoberfläche entfernen. Folglich kann das Auftreten einer Situation unterdrückt werden, in der ein Teil eines Spans auf der Stahlmaterialoberfläche verbleibt oder ein Stahlmaterialabschnitt in der Nähe der Wurzel eines Spans ausgehöhlt wird oder ein Riss in der Stahlmaterialoberfläche in der Nähe der Wurzel eines Spans auftritt. Infolgedessen wird das Auftreten von durch schabeinduzierte verursachten Oberflächendefekte unterdrückt, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche wird unterdrückt, und die Glätte der Stahlmaterialoberfläche kann sichergestellt werden.
  • Die vorliegenden Erfinder haben daher weitere Untersuchungen zu Mitteln durchgeführt, die in der Lage sind, Späne bei der Schabbehandlung in kurze Stücke zu brechen, und zwar in Bezug auf das Stahlmaterial mit der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung und Mikrostruktur.
  • Es ist allgemein bekannt, dass MnS, das einen Einschluss in einem Stahlmaterial darstellt, die Bearbeitbarkeit des Stahlmaterials erhöht. Daher haben die Erfinder zunächst in Erwägung gezogen, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung zu unterdrücken, indem sie die Morphologie von MnS, das ein Einschluss in dem Stahlmaterial ist, kontrollieren.
  • In einer Feder kann MnS als ein Einschluss jedoch die Ermüdungseigenschaften verringern. Daher sind die Erfinder der Ansicht, dass es nicht geeignet ist, MnS im Stahlmaterial zu verwenden, um die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach dem Schaben zu unterdrücken. Daher haben die vorliegenden Erfinder in Erwägung gezogen, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung durch andere Mittel zu unterdrücken, die sich von der Verwendung von MnS unterscheiden.
  • Hier konzentrierten die vorliegenden Erfinder ihre Aufmerksamkeit auf die Mikrostruktur des Stahls, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dient. Wie oben beschrieben, ist die Mikrostruktur des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dient, eine Struktur, die hauptsächlich aus Perlit besteht, wobei der Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr beträgt. Perlit setzt sich aus Ferrit und Zementit zusammen. Da Ferrit im Vergleich zu Zementit weich ist, ist Ferrit während der Schabbehandlung schwieriger zu trennen als Zementit. Daher konzentrierten die vorliegenden Erfinder ihre Aufmerksamkeit auf Ferrit in der Perlitstruktur und führten Untersuchungen durch, um die Abtrennung von Ferrit zu erleichtern.
  • Als Ergebnis dieser Untersuchungen kamen die vorliegenden Erfinder auf die Idee, Ausscheidungen zu verwenden, die sich im Ferrit ablagern, und nicht Einschlüsse wie MnS, um den Ferrit während der Schabbehandlung leicht zu trennen. Darüber hinaus waren die Erfinder der Ansicht, dass, wenn eine große Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße absichtlich im Ferrit gebildet wird, das Ferrit während der Schabbehandlung leicht abzutrennen sein wird. Der Begriff „feine Ausscheidungen auf V-Basis“ bezieht sich hier auf Ausscheidungen die V enthalten mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in einem visuellen Sichtfeld, das mit einem TEM (Transmissionselektronenmikroskop) beobachtet wird, das später beschrieben wird. Bei den Ausscheidungen die V enthalten handelt es sich beispielsweise um V-Carbide und V-Carbonitride und dergleichen.
  • Ausscheidungen auf V-Basis können in Ferrit durch Ausfällung an der Phasengrenze gebildet werden. Außerdem sind Ausscheidungen auf V-Basis im Vergleich zu MnS extrem fein. So hat selbst ein feines MnS-Teilchen eine Größe von etwa 1 µm, während Ausscheidungen auf V-Basis mit einer Größe von etwa 2 bis 20 nm gebildet werden können. Wenn die Größe der Ausscheidungen gering ist, ist es unwahrscheinlich, dass sie zum Ausgangspunkt für Ermüdungsbrüche werden. Daher ist es für Ausscheidungen auf V-Basis schwierig, die Dauerfestigkeit einer Feder zu verringern. Bilden sich hingegen während einer Schälbehandlung eine große Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis im Ferrit, so kann der Ferrit aufgrund der Ausscheidungen auf V-Basis leichter in kurze Stücke brechen. Es wird davon ausgegangen, dass infolgedessen das Auftreten von durch schabeinduzierte Oberflächendefekten wie Resten von Spänen, Furchen oder Rissen erschwert wird.
  • Es wird davon ausgegangen, dass, zusätzlich, Ausscheidungen auf V-Basis auch den Verschleiß der Schabematrize unterdrücken können. Die Härte von Ausscheidungen auf V-Basis ist hoch. Während der Schabbehandlung haften einige der in den Spänen enthaltenen Ausscheidungen auf V-Basis an einer Schneidkante der Schabematrize. Die anhaftenden Ausscheidungen auf V-Basis erhöhen den Verschleißwiderstand der Schneidkante des Schabewerkzeugs. Wenn der Verschleißwiderstand der Schneidkante des Schabewerkzeugs erhöht wird, kann die Schneidkraft (Schabekraft) des Schabewerkzeugs aufrechterhalten werden. Daher kann auch die Leichtigkeit, mit der Späne von der Stahlmaterialoberfläche abgebrochen werden können, beibehalten werden.
  • Das heißt, dass durch die Bildung einer großen Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis im Ferrit nicht nur die Leichtigkeit, mit der Späne aus dem Stahlmaterial selbst herausgebrochen werden, sondern auch die Leichtigkeit, mit der Späne herausgebrochen werden, erhöht werden kann, da der Verschleißwiderstand der Schneidkante des Schabewerkzeugs erhalten bleibt. Es wird davon ausgegangen, dass dadurch die Oberflächenverschlechterung des Stahlmaterials nach der Schabbehandlung deutlich unterdrückt werden kann.
  • Auf der Grundlage der oben beschriebenen technischen Idee führten die Erfinder weitere detaillierte Studien zur volumetrischen Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis im Stahlmaterial durch, die eine Oberflächenverschlechterung des Stahlmaterials bei der Schabbehandlung ausreichend unterdrücken können. Als Ergebnis entdeckten die vorliegenden Erfinder, dass in dem Stahlmaterial, in dem der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des oben beschriebenen Bereichs liegt, und der Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur 90% oder mehr beträgt, wenn die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt, eine Oberflächenverschlechterung des Stahlmaterials nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden kann.
  • Obwohl es sich bei dem oben beschriebenen Mechanismus um eine Annahme handelt, haben die später beschriebenen Beispiele gezeigt, dass die Oberflächenverschlechterung des Stahlmaterials nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt wird, wenn die volumetrische Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit in dem Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
  • Das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform wurde auf der Grundlage der oben beschriebenen technischen Idee fertiggestellt. Das Stahlmaterial gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist wie folgt.
    • [1] Stahlmaterial mit einer chemischen Zusammensetzung bestehend aus, in Masse-%, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis 2,90%, Mn: 0,25 bis 1,00%, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, N: 0,0100% oder weniger, Mo: 0 bis 0,50%, Nb: 0 bis 0,050%, W: 0 bis 0,60%, Ni: 0 bis 0,50%, Co: 0 bis 0,30%, B: 0 bis 0,0050%, Cu: 0 bis 0,050%, Al: 0 bis 0,0050%, und Ti: 0 bis 0,050%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, wobei:
      • in der Mikrostruktur des Stahlmaterials ein Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr beträgt; und
      • in Ferrit in dem Perlit,
      • eine volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
    • [2] Das Stahlmaterial gemäß [1], wobei:
      • die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten enthält, aus einer Gruppe, die besteht aus:
        • Mo: 0,01 bis 0,50%,
        • Nb: 0,001 bis 0,050%,
        • W: 0,01 bis 0,60%,
        • Ni: 0,01 bis 0,50%,
        • Co: 0,01 bis 0,30%, und
        • B: 0,0001 bis 0,0050%.
  • Im Folgenden wird das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform im Einzelnen beschrieben. Das Symbol „%“ in Bezug auf ein Element bedeutet Masse-%, sofern nicht anders angegeben.
  • [Chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials]
  • Die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials enthält die folgenden Elemente.
  • C: 0,50 bis 0,80%
  • Kohlenstoff (C) erhöht die Dauerfestigkeit einer Feder, die aus dem Stahlmaterial als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Wenn der Gehalt an C weniger als 0,50% beträgt, selbst wenn die Gehalte an anderen Elementen im Bereich der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erzielt werden. Beträgt der C-Gehalt hingegen mehr als 0,80%, so bildet sich grober Zementit, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Grober Zementit vermindert die Duktilität des Stahlmaterials. Grober Zementit verringert auch die Dauerfestigkeit einer Feder, die mit dem Stahlmaterial als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Daher sollte der Gehalt an C 0,50 bis 0,80% betragen. Eine bevorzugte Untergrenze für den C-Gehalt ist 0,51%, noch bevorzugter 0,52%, weiter bevorzugter 0,53% und weiter bevorzugter 0,54%. Eine bevorzugte Obergrenze des C-Gehalts ist 0,79%, weiter bevorzugt 0,78%, weiter bevorzugt 0,76%, noch weiter bevorzugt 0,74%, noch weiter bevorzugt 0,72%, noch weiter bevorzugt 0,70% und noch weiter bevorzugt 0,68%.
  • Si: 1,20 bis 2,90%
  • Silizium (Si) erhöht die Dauerfestigkeit einer Feder, die aus Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Außerdem desoxidiert Si den Stahl. Darüber hinaus erhöht Si die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher kann die Dauerfestigkeit der Feder auch nach einer thermischen Veredelungsbehandlung (Abschrecken und Anlassen) im Herstellungsprozess der Feder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn der Si-Gehalt weniger als 1,20% beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erreicht, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Si-Gehalt hingegen mehr als 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 Feder dient, übermäßig ab. Außerdem sinkt die Dauerfestigkeit der mit dem Stahlmaterial als Ausgangsmaterial hergestellten Feder. Daher soll der Si-Gehalt 1,20 bis 2,90% betragen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Si-Gehalt ist 1,25%, weiter bevorzugt 1,30%, weiter bevorzugt 1,35%, weiter bevorzugt 1,40%, weiter bevorzugt 1,45%, weiter bevorzugt 1,50%, weiter bevorzugt 1,55% und weiter bevorzugt 1,60%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Si-Gehalt ist 2,85%, weiter bevorzugt 2,80%, weiter bevorzugt 2,75%, weiter bevorzugt 2,70%, weiter bevorzugt 2,65% und weiter bevorzugt 2,60%.
  • Mn: 0,25 bis 1,00%.
  • Mangan (Mn) erhöht die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer Feder, die unter Verwendung des Stahlmaterials als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,25% beträgt, wird die oben genannte Wirkung nicht in ausreichendem Maße erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Wenn andererseits der Mn-Gehalt mehr als 1,00% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Festigkeit des Stahlmaterials während des Verfahrens zur Herstellung einer Feder übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials wird abnehmen. Daher sollte der Mn-Gehalt 0,25 bis 1,00% betragen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Mn-Gehalt ist 0,28%, weiter bevorzugt 0,30%, weiter bevorzugt 0,35%, weiter bevorzugt 0,40%, weiter bevorzugt 0,45%, weiter bevorzugt 0,50% und weiter bevorzugt 0,55%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Mn-Gehalt ist 0,95%, weiter bevorzugt 0,90%, weiter bevorzugt 0,85%, weiter bevorzugt 0,80% und weiter bevorzugt 0,75%.
  • Cr: 0,40 bis 1,90%
  • Chrom (Cr) erhöht die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer Feder, die unter Verwendung des Stahlmaterials als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Wenn der Cr-Gehalt weniger als 0,40% beträgt, wird die oben genannte Wirkung nicht in ausreichendem Maße erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Wenn andererseits der Cr-Gehalt mehr als 1,90% beträgt, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, bilden sich übermäßig viele grobe Cr-Karbide. Grobe Cr-Karbide verringern die Dauerfestigkeit der Feder. Daher sollte der Cr-Gehalt 0,40 bis 1,90% betragen. Eine bevorzugte Untergrenze des Cr-Gehaltes ist 0,45%, weiter bevorzugt 0,50%, weiter bevorzugt 0,55%, weiter bevorzugt 0,60%, weiter bevorzugt 0,65%, weiter bevorzugt 0,70%, weiter bevorzugt 0,75%, und weiter bevorzugt 0,80%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Cr-Gehalt ist 1,85%, weiter bevorzugt 1,80%, weiter bevorzugt 1,75%, weiter bevorzugt 1,70%, weiter bevorzugt 1,65% und weiter bevorzugt 1,60%.
  • V: 0,05 bis 0,60%
  • Vanadium (V) verbindet sich mit C und/oder N und bildet Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit von Perlit. Die Ausscheidungen auf V-Basis erleichtern das Aufbrechen des Ferrits während der Schabbehandlung. Die Ausscheidungen auf V-Basis machen es daher leicht, die Späne während der Schabbehandlung in kurze Stücke zu zerlegen. Infolgedessen wird die Verschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung unterdrückt, und die Glätte der Stahlmaterialoberfläche nimmt zu. Wenn der Gehalt an V weniger als 0,05% beträgt, wird der oben genannte Effekt nicht ausreichend erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der V-Gehalt hingegen mehr als 0,60%, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, bildet sich im Stahlmaterial eine große Anzahl grober Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 20 nm. Die groben Ausscheidungen auf V-Basis verringern die Dauerfestigkeit der Feder. Daher sollte der V-Gehalt 0,05 bis 0,60% betragen. Eine bevorzugte Untergrenze des V-Gehalts ist 0,06%, weiter bevorzugt 0,07%, weiter bevorzugt 0,08%, weiter bevorzugt 0,10%, weiter bevorzugt 0,15%, weiter bevorzugt 0,17%, weiter bevorzugt 0,18% und weiter bevorzugt 0,20%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Gehalt an V ist 0,58%, weiter bevorzugt 0,57%, weiter bevorzugt 0,55%, weiter bevorzugt 0,53%, weiter bevorzugt 0,50%, weiter bevorzugt 0,45%, weiter bevorzugt 0,40%, weiter bevorzugt 0,35% und weiter bevorzugt 0,30%.
  • P: 0,020% oder weniger
  • Phosphor (P) ist eine Verunreinigung. P lagert sich an den Korngrenzen ab und verringert die Dauerfestigkeit einer Feder, die aus dem Stahlmaterial als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Daher sollte der P-Gehalt 0,020% oder weniger betragen. Eine bevorzugte Obergrenze für den P-Gehalt liegt bei 0,018%, weiter bevorzugt bei 0,016%, weiter bevorzugt bei 0,014%, weiter bevorzugt bei 0,012% und weiter bevorzugt bei 0,010%. Der P-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich, und ein P-Gehalt von 0% ist am besten geeignet. Eine übermäßige Reduzierung des P-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist unter Berücksichtigung der normalen industriellen Produktion eine Untergrenze des P-Gehalts von mehr als 0%, vorzugsweise von 0,001%, weiter bevorzugt von 0,002% und weiter bevorzugt von 0,003% wünschenswert.
  • S: 0,020% oder weniger
  • Schwefel (S) ist eine Verunreinigung. S segregiert an den Korngrenzen ähnlich wie P und verbindet sich auch mit Mn zu MnS, wodurch die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder verringert wird. Daher sollte der S-Gehalt 0,020% oder weniger betragen. Eine bevorzugte Obergrenze des S-Gehalts liegt bei 0,018%, noch bevorzugter bei 0,016%, weiter bevorzugt bei 0,014%, weiter bevorzugt bei 0,012% und weiter bevorzugt bei 0,010%. Der Gehalt an S ist vorzugsweise so niedrig wie möglich, und ein S-Gehalt von 0% ist am besten geeignet. Eine übermäßige Reduzierung des S-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist unter Berücksichtigung der normalen industriellen Produktion eine Untergrenze des S-Gehalts von mehr als 0%, vorzugsweise von 0,001%, weiter vorzugsweise von 0,002% und weiter vorzugsweise von 0,003% wünschenswert.
  • N: 0,0100% oder weniger
  • Stickstoff (N) ist eine Verunreinigung. N verbindet sich mit Al oder Ti und bildet AlN oder TiN, was die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder verringert. Daher sollte der N-Gehalt 0,0100% oder weniger betragen. Eine bevorzugte Obergrenze für den N-Gehalt ist 0,0095%, weiter bevorzugt 0,0090%, weiter bevorzugt 0,0085%, weiter bevorzugt 0,0080%, weiter bevorzugt 0,0075%, weiter bevorzugt 0,0070%, weiter bevorzugt 0,0065%, und weiter bevorzugt 0,0060%. Der N-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich, und ein N-Gehalt von 0% ist am besten bevorzugt. Eine übermäßige Verringerung des N-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze des N-Gehalts mehr als 0%, weiter bevorzugt 0,0001%, weiter bevorzugt 0,0003%, weiter bevorzugt 0,0005%, weiter bevorzugt 0,0007%, und weiter bevorzugt 0,0010%.
  • Der Rest in der chemischen Zusammensetzung des Stahlmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist Fe und Verunreinigungen. Der Begriff „Verunreinigungen“ bezieht sich hier auf Elemente, die bei der industriellen Herstellung des Stahlmaterials aus dem als Rohmaterial verwendeten Erz oder Schrott oder aus der Produktionsumgebung oder ähnlichem beigemischt werden und die innerhalb eines Bereichs zugelassen sind, der das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform nicht nachteilig beeinflusst.
  • [Zu den optionalen Elementen]
  • Die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann auch eine oder mehrere Arten enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Mo, Nb, W, Ni, Co und B anstelle eines Teils von Fe besteht. Diese Elemente sind optionale Elemente, und jedes dieser Elemente erhöht die Dauerfestigkeit einer Feder, die unter Verwendung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform hergestellt wird.
  • Mo: 0 bis 0,50%
  • Molybdän (Mo) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an Mo kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der Mo-Gehalt mehr als 0% beträgt, erhöht Mo die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer Feder, die mit dem Stahlmaterial als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Mo erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher kann die Dauerfestigkeit der Feder auch nach der thermischen Veredelungsbehandlung in einem Verfahren zur Herstellung einer Feder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn auch nur eine kleine Menge Mo enthalten ist, wird der oben beschriebene Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Mo-Gehalt jedoch mehr als 0,50%, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Festigkeit des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dient, zu hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahls nimmt ab. Daher soll der Mo-Gehalt 0 bis 0,50% betragen, und wenn Mo enthalten ist, soll der Mo-Gehalt im Bereich von mehr als 0 bis 0,50% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Mo-Gehalt ist 0,01%, noch bevorzugter sind 0,05% und weiter bevorzugt sind 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Mo-Gehalt liegt bei 0,45%, weiter bevorzugt bei 0,40%, weiter bevorzugt bei 0,35% und weiter bevorzugt bei 0,30%.
  • Nb: 0 bis 0,050%.
  • Niob (Nb) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an Nb kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der Nb-Gehalt mehr als 0% beträgt, 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 veredeln Austenitkörner. Dadurch erhöht sich die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder. Wenn auch nur eine kleine Menge Nb enthalten ist, wird der oben genannte Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Nb-Gehalt jedoch mehr als 0,050%, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, bilden sich grobe Nb-Carbonnitride und dergleichen. Die groben Nb-Carbonnitride und dergleichen verringern die Dauerfestigkeit der Feder. Daher sollte der Nb-Gehalt 0 bis 0,050% betragen, und wenn Nb enthalten ist, sollte der Nb-Gehalt im Bereich von mehr als 0% bis 0,050% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Nb-Gehalt ist 0,001%, noch bevorzugter sind 0,005% und noch bevorzugter sind 0,010%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Nb-Gehalt ist 0,045%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030% und weiter bevorzugt 0,025%.
  • W: 0 bis 0,60%
  • Wolfram (W) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an W kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der W-Gehalt mehr als 0% beträgt, erhöht W die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer mit dem Stahlmaterial hergestellten Feder. W erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher bleibt die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder auch nach der thermischen Veredelungsbehandlung im Verfahren zur Herstellung einer Feder auf einem hohen Niveau. Wenn auch nur eine geringe Menge an W enthalten ist, wird der oben genannte Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der W-Gehalt jedoch mehr als 0,60%, wird die Festigkeit des Stahls übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher sollte der Gehalt an W 0 bis 0,60% betragen, und wenn W enthalten ist, sollte der Gehalt an W im Bereich von mehr als 0 bis 0,60% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze für den W-Gehalt ist 0,01%, noch bevorzugter sind 0,05% und noch bevorzugter sind 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze für den W-Gehalt ist 0,55%, weiter bevorzugt 0,50%, weiter bevorzugt 0,45%, weiter bevorzugt 0,40%, weiter bevorzugt 0,35% und weiter bevorzugt 0,30%.
  • Ni: 0 bis 0,50%
  • Nickel (Ni) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an Ni kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der Ni-Gehalt mehr als 0% beträgt, erhöht Ni die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer mit dem Stahl hergestellten Feder. Wenn auch nur eine kleine Menge Ni enthalten ist, wird die oben genannte Wirkung bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Ni-Gehalt jedoch mehr als 0,50%, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials übermäßig an und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher sollte der Ni-Gehalt 0 bis 0,50% betragen, und wenn Ni enthalten ist, sollte der Ni-Gehalt im Bereich von mehr als 0 bis 0,50% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Ni-Gehalt ist 0,01%, weiter bevorzugt 0,02%, weiter bevorzugt 0,03%, weiter bevorzugt 0,05% und weiter bevorzugt 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ni-Gehalt ist 0,45%, weiter bevorzugt 0,40% und weiter bevorzugt 0,35%.
  • Co: 0 bis 0,30%
  • Kobalt (Co) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an Co kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der Co-Gehalt mehr als 0% beträgt, erhöht Co die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher bleibt die Dauerfestigkeit einer mit dem Stahlmaterial hergestellten Feder auch nach der thermischen Veredelungsbehandlung im Verfahren zur Herstellung einer Feder auf einem hohen Niveau. Wenn auch nur eine geringe Menge Co enthalten ist, wird der oben beschriebene Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Co-Gehalt jedoch mehr als 0,30%, wird die Festigkeit des Stahls übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahls nimmt ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher sollte der Co-Gehalt 0 bis 0,30% betragen, und wenn Co enthalten ist, sollte der Co-Gehalt im Bereich von mehr als 0 bis 0,30% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze für den Co-Gehalt ist 0,01%, noch bevorzugter sind 0,05% und noch bevorzugter sind 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze des Co-Gehalts liegt bei 0,28%, weiter bevorzugt bei 0,26%, weiter bevorzugt bei 0,24%, weiter bevorzugt bei 0,22% und weiter bevorzugt bei 0,20%.
  • B: 0 bis 0,0050%.
  • Bor (B) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Gehalt an B kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der Gehalt an B mehr als 0% beträgt, erhöht B die Härtbarkeit des Stahlmaterials und die Dauerfestigkeit einer mit dem Stahlmaterial hergestellten Feder. Wenn auch nur eine kleine Menge B enthalten ist, wird die oben genannte Wirkung bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Gehalt an B jedoch mehr als 0,0050%, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wird die Festigkeit des Stahlmaterials zu hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher soll der Gehalt an B 0 bis 0,0050% betragen, und wenn B enthalten ist, soll der Gehalt an B im Bereich von mehr als 0 bis 0,0050% liegen. Eine bevorzugte Untergrenze des Gehalts an B ist 0,0001%, mehr bevorzugt ist 0,0005%, weiter bevorzugt ist 0,0010%, weiter bevorzugt ist 0,0015%, und weiter bevorzugt ist 0,0020%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Gehalt an B ist 0,0049%, weiter bevorzugt 0,0048%, weiter bevorzugt 0,0047%, weiter bevorzugt 0,0045%, weiter bevorzugt 0,0043% und weiter bevorzugt 0,0040%.
  • [Zu den Verunreinigungen]
  • Es ist zu beachten, dass die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform außerdem als Verunreinigung eine oder mehrere Arten aus der Gruppe bestehend aus Cu, Al und Ti anstelle eines Teils von Fe enthalten kann. Wenn die Gehalte dieser Elemente innerhalb der nachstehend beschriebenen Bereiche liegen, werden die vorgenannten vorteilhaften Wirkungen des Stahlmaterials gemäß der vorliegenden Ausführungsform in ausreichendem Maße erzielt.
  • Cu: 0 bis 0,050%.
  • Kupfer (Cu) ist eine Verunreinigung, die vorzugsweise nicht enthalten ist. Das heißt, der Cu-Gehalt kann 0% betragen. Wenn der Cu-Gehalt mehr als 0,050% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials deutlich abnehmen. Daher sollte der Cu-Gehalt 0 bis 0,050% betragen. Eine bevorzugte Obergrenze für den Cu-Gehalt liegt bei 0,045%, noch bevorzugter bei 0,040%, noch bevorzugter bei 0,038% und noch bevorzugter bei 0,036%. Wie oben erwähnt, ist der Cu-Gehalt vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des Cu-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze für den Cu-Gehalt mehr als 0%, weiter bevorzugt 0,001% und noch weiter bevorzugt 0,002%.
  • Al: 0 bis 0,0050%.
  • Aluminium (Al) ist eine Verunreinigung, die vorzugsweise nicht enthalten ist. Das heißt, der Gehalt an Al kann 0% betragen. Al bildet grobe nichtmetallische Einschlüsse und vermindert dadurch die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder. Wenn der Al-Gehalt mehr als 0,0050% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Dauerfestigkeit der Feder deutlich abnehmen. Daher sollte der Al-Gehalt 0 bis 0,0050% betragen. Eine bevorzugte Obergrenze für den Al-Gehalt ist 0,0045%, weiter bevorzugt 0,0040%, weiter bevorzugt 0,0035%, weiter bevorzugt 0,0032% und weiter bevorzugt 0,0030%. Wie bereits erwähnt, ist der Gehalt an Al vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Al-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze für den Al-Gehalt mehr als 0%, weiter bevorzugt 0,0001% und noch weiter bevorzugt 0,0005%.
  • Ti: 0 bis 0,050%.
  • Titan (Ti) ist eine Verunreinigung, die vorzugsweise nicht enthalten ist. Das heißt, der Gehalt an Ti kann 0% betragen. Ti bildet grobes TiN. TiN wird leicht zu einem Ausgangspunkt für einen Bruch. Daher verringert TiN die Dauerfestigkeit einer aus dem Stahlmaterial hergestellten Feder. Wenn der Ti-Gehalt mehr als 0,050% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Dauerfestigkeit der Feder deutlich abnehmen. Daher sollte der Ti-Gehalt 0 bis 0,050% betragen. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ti-Gehalt ist 0,045%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,032% und weiter bevorzugt 0,030%. Wie bereits erwähnt, ist der Gehalt an Ti vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Ti-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze für den Ti-Gehalt mehr als 0%, weiter bevorzugt 0,001%, weiter bevorzugt 0,003% und weiter bevorzugt 0,005%.
  • [Mikrostruktur des Stahlmaterials]
  • Die Mikrostruktur des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform besteht hauptsächlich aus Perlit. Hier bedeutet die Formulierung „die Mikrostruktur besteht hauptsächlich aus Perlit“, dass der Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur 90% oder mehr beträgt. Andere Phasen als Perlit sind z. B. Ausscheidungen, Einschlüsse, Ferrit und eine Hartphase (Martensit und/oder Bainit). Man Beachte, dass die Flächenanteile von Ausscheidungen und Einschlüssen im Vergleich zu den anderen Phasen vernachlässigbar klein sind.
  • [Methode zur Messung des Flächenanteils von Perlit]
  • Der Flächenanteil von Perlit kann nach Folgender Methode bestimmt werden.
  • Ein Querschnitt (Oberfläche), der durch Schneiden des Stahlmaterials in einer Richtung senkrecht zur Längsrichtung des Stahlmaterials, d. h. in Richtung des Drahtdurchmessers des Stahlmaterials, entsteht, wird als Beobachtungsfläche verwendet. Die Beobachtungsfläche ist hochglanzpoliert. Die hochglanzpolierte Beobachtungsfläche wird mit 5% Pikrinsäurealkohol (Pikral-Ätzreagenz) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wird eine Position in einer Tiefe, die 1/4 des Durchmessers in radialer Richtung von der Stahlmaterialoberfläche (äußerer Umfang der Beobachtungsfläche) beträgt, als Beobachtungssichtfeld definiert. Beobachtungssichtfelder an 10 Stellen werden mit einem Rasterelektronenmikroskop (REM) bei einer Vergrößerung von ×2000 beobachtet, und es werden fotografische Bilder der 10 Beobachtungssichtfelder erstellt. Die Größe jedes Sichtfeldes wird auf 40 µm × 60 µm festgelegt.
  • In jedem Beobachtungssichtfeld unterscheiden sich der Kontrast und die Phasenmorphologie für die jeweiligen Phasen wie Perlit, Ferrit, Hartphase, Ausscheidungen und Einschlüsse. Perlit wird daher anhand des Kontrasts und der Morphologie identifiziert. Perlit hat eine lamellare Morphologie, die aus abwechselnden Schichten von Zementit und Ferrit besteht. Daher kann ein Fachmann Perlit anhand des Kontrasts und der Morphologie ohne weiteres von anderen Phasen unterscheiden. Die Bruttofläche (µm2) von Perlit in jedem Beobachtungssichtfeld wird bestimmt. Der Anteil der Bruttofläche von Perlit in allen Beobachtungsichtfeldern im Verhältnis zur Bruttofläche (24000 µm2) aller Beobachtungssichtfelder wird als der Flächenanteil (%) von Perlit definiert. Der Flächenanteil von Perlit ist ein Wert (d. h. eine ganze Zahl), der durch Abrundung des Wertes der ersten Dezimalstelle ermittelt wird.
  • Der Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform beträgt 90% oder mehr. Im Vergleich zu einem Stahlmaterial, das hauptsächlich aus einer harten Phase (Martensit und/oder Bainit) besteht, lässt sich die Stahlmaterialoberfläche bei einer Schabbehandlung daher leicht schleifen, und die Kaltverformbarkeit ist ebenfalls hoch. Wie oben beschrieben, wird bei einem Verfahren zur Herstellung einer Feder ein Stahlmaterial einer Schabbehandlung unterzogen und außerdem einem Drahtziehen unterzogen. Daher ist das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform für die Herstellung von Federn geeignet. Beachten Sie, dass in dem Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform eine bevorzugte Untergrenze des Flächenanteils von Perlit 91% und weiter bevorzugt 92% beträgt.
  • [Volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • Im Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform, in Ferrit in dem Perlit, beträgt die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis“ die Anzahl der Ausscheidungen auf V-Basis pro Volumeneinheit (1 µm3 in der vorliegenden Beschreibung).
  • In der vorliegenden Beschreibung bezieht sich der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ auf Ausscheidungen, die V enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis können neben V auch Cr enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis sind beispielsweise V-Carbide und V-Carbo-Nitride. Die Ausscheidungen auf V-Basis können zusammengesetzte Ausscheidungen sein, die ein V-Karbid und ein anderes Element als V, Cr und C enthalten, oder sie können zusammengesetzte Ausscheidungen sein, die ein V-Karbonnitrid und ein anderes Element als V, Cr, C und N enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis sind im Vergleich zu Fe-Karbiden wie Zementit extrem fein. Daher können die Ausscheidungen auf V-Basis leicht von Fe-Karbiden wie Zementit unterschieden werden, so dass die Ausscheidungen auf V-Basis identifiziert werden können. Man beachte, wie später noch beschrieben wird, dass in Bezug auf die Ausscheidungen auf V-Basis, V oder V und Cr durch Elementaranalyse mittels energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDS) detektiert, und gemäß der Analyse mittels Nanostrahl-Elektronenbeugung (NBD) ist die Kristallstruktur kubisch und die Gitterkonstanten a, b und c betragen jeweils 0,4167 nm ± 5% (in Übereinstimmung mit ICDD (International Center for Diffraction Data) Nr. 065-8822).
  • Im Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform wird eine große Anzahl feiner Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm zur Ausscheidung im Ferrit im Perlit veranlasst. In einem Fall, in dem eine Schabbehandlung auf dem Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform durchgeführt wird, machen es diese feinen Ausscheidungen auf V-Basis einfach, Ferrit in Spänen aufzubrechen, die von der Stahlmaterialoberfläche durch die Schabbehandlung erzeugt werden. Daher ist es einfach, die Späne in kurze Stücke zu brechen. Infolgedessen kann das Auftreten einer Situation unterdrückt werden, in der ein Teil eines Spans auf der Stahlmaterialoberfläche verbleibt, oder ein Teil des Stahlmaterials nahe der Wurzel eines Spans ausgehöhlt wird, oder ein Riss in der Stahlmaterialoberfläche nahe der Wurzel eines Spans auftritt. Das heißt, das Auftreten von durch Späne verursachten Oberflächendefekten wird unterdrückt, und die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche wird unterdrückt.
  • Wenn die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3 beträgt, ist die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis in dem Ferrite in dem Perlit unzureichend. In diesem Fall kann die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach einer Schabbehandlung nicht ausreichend unterdrückt werden. In dem Ferrit in dem Perlit, wenn die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 Stück/µm3 oder mehr beträgt, ist die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis in dem Ferrit in dem Perlit ausreichend hoch. Daher kann in einem Verfahren zur Herstellung einer Feder, bei dem das Stahlmaterial als Ausgangsmaterial verwendet wird, in einem Fall, in dem das Stahlmaterial einer Schabbehandlung unterzogen wird, die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden, und die Glätte der Stahlmaterialoberfläche kann erhöht werden. Daher beträgt bei dem Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit 3000 Stück/µm3 oder mehr. Eine bevorzugte Untergrenze der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit ist 3500 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 4000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 4500 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 5000 Stück/µm3 , weiter bevorzugt 5500 Stück/µm3, weiter bevorzugt 6000 Stück/µm3, weiter bevorzugt 6500 Stück/µm3, weiter bevorzugt 7000 Stück/µm3, weiter bevorzugt 8000 Stück/µm3, weiter bevorzugt 9000 Stück/µm3, weiter bevorzugt 10000 Stück/µm3, und weiter bevorzugt 15000 Stück/µm3 .
  • Es ist zu beachten, dass eine Obergrenze der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm nicht besonders begrenzt ist. Wenn jedoch der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Stahlmaterials innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, beträgt eine Obergrenze der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit 80000 Stück/µm3. Eine bevorzugte Obergrenze der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit ist 75000 Stück/µm3, und mehr bevorzugt ist 72000 Stück/µm3.
  • [Verfahren zur Messung der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis].
  • Die volumetrische Anzahldichte (Stücke/µm3) von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit im Perlit kann durch das folgende Verfahren bestimmt werden. Das Stahlmaterial (Walzdraht) gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten. Eine Scheibe mit einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers und einer Dicke von 0,5 mm in Richtung der Mittelachse des Stahlmaterials wird entnommen. Die Scheibe wird von beiden Seiten mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 60 µm beträgt. Danach wird der Scheibe eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm entnommen. Die Probe wird in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um eine Elektropolitur durchzuführen und so eine dünne Folienprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die vorbereitete dünne Folienprobe wird mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) beobachtet. Konkret werden fünf Stellen (Beobachtungssichtfelder) auf einer Oberfläche (Beobachtungsfläche) in Richtung des Drahtdurchmessers der dünnen Folienprobe bei einer Beobachtungsvergrößerung von ×200000 und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Zu diesem Zeitpunkt werden Beobachtungssichtfelder innerhalb des Ferrits im Perlit ausgewählt. Die Größe jedes Beobachtungssichtfeldes wird auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • Wie oben beschrieben, lässt sich Perlit durch Kontrast und Morphologie leicht von anderen Phasen unterscheiden. In der TEM-Beobachtung kann Perlit als eine lamellare Struktur identifiziert werden, die ein gestreiftes Muster aus weißen Bereichen und schwarzen Bereichen darstellt. In dieser lamellaren Struktur sind die weißen Bereiche Ferrit und die schwarzen Bereiche Zementit. Daher kann die Identifizierung des Ferrits im Perlit leicht durch die Unterscheidung des Ferrits im Perlit vom Zementit im Perlit anhand des Kontrasts erfolgen. Dementsprechend werden an fünf Stellen in dem Ferrit im Perlit auf der Grundlage des Kontrasts visuelle Beobachtungssichtfelder ausgewählt.
  • Darüber hinaus können in jedem Beobachtungssichtfeld Ausscheidungen anhand des Kontrasts identifiziert werden. Aus einer Vielzahl von identifizierten Ausscheidungen werden daher Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm identifiziert. Der Begriff „maximaler Durchmesser“ bedeutet hier die maximale Länge eines Liniensegments in einem Fall, in dem zwei beliebige Punkte an einer Grenzfläche zwischen einer Ausscheidung und der Ausgangsphase ausgewählt werden und das gesamte Liniensegment, das die beiden Punkte verbindet, in dem betreffenden Ausscheidungen enthalten ist.
  • In den Beobachtungssichtfeldern handelt es sich bei Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm um Ausscheidungen auf V-Basis. Daher werden die Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm als Ausscheidungen auf V-Basis erkannt. Die Tatsache, dass es sich bei den Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm um Ausscheidungen auf V-Basis handelt, kann durch EDS und NBD bestätigt werden. Konkret wird eine Elementaranalyse der Ausscheidungen durchgeführt, indem jede Ausscheidung mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm mit einem Strahl bestrahlt wird und charakteristische Röntgenstrahlen nachgewiesen werden. Darüber hinaus wird für jede Ausscheidung mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm eine Nanostrahl-Elektronenbeugung (NBD) durch Nanostrahlbeugung (Nanostrahl-Elektronenbeugung) erhalten. Die erhaltene Nanostrahl-Elektronenbeugung wird analysiert, um die Kristallstruktur und die Gitterkonstanten der betreffenden Ausscheidungen zu bestimmen. Wenn V oder V und Cr durch die EDS nachgewiesen werden und außerdem das Ergebnis der Analyse der NBD anzeigt, dass die Kristallstruktur kubisch ist und die Gitterkonstanten a, b und c jeweils 0,4167 nm ±5% betragen, handelt es sich bei den betreffenden Ausscheidungen um eine Ausscheidung auf V-Basis.
  • 1 ist ein Beispiel für ein TEM-Bild von Ferrit in Perlit einer dünnen Folienprobe. In dem TEM-Bild in 1 bezeichnet die Referenznummer 10 eine Ausscheidung auf V-Basis.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in den fünf Beobachtungssichtfeldern wird nach der oben beschriebenen Methode bestimmt. Aus der ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm und dem Gesamtvolumen der fünf Beobachtungssichtfelder wird dann die volumetrische Anzahldichte (Stücke/µm3) der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm ermittelt.
  • Wie oben beschrieben, liegt im Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, und der Flächenanteil des Perlits in der Mikrostruktur beträgt 90% oder mehr. Darüber hinaus beträgt die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit im Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3. Daher kann das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform bei der Schabbehandlung während eines Verfahrens zur Herstellung einer Feder das Auftreten von durch das Schaben verursachten Oberflächendefekten wie Graten, Furchen und Rissen auf der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrücken. Infolgedessen kann die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden, und die Glätte der Stahlmaterialoberfläche kann ausreichend erhöht werden.
  • [Verfahren zur Herstellung von Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform]
  • Im Folgenden wird ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Solange das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform wie oben beschrieben zusammengesetzt ist, ist das Herstellungsverfahren nicht auf das im Folgenden beschriebene Herstellungsverfahren beschränkt. Das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren ist jedoch ein vorteilhaftes Beispiel für die Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform.
  • 2 ist ein Flussdiagramm, das ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt. Das Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform umfasst einen Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S110), einen Vorwalzschritt (S120) und einen Fertigwalzschritt (S130). Jeder Schritt wird im Folgenden detailliert beschrieben.
  • [Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S110)]
  • In dem Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S110) wird ein Ausgangsmaterial mit der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung hergestellt. Der hier verwendete Begriff „Ausgangsmaterial“ bezieht sich auf einen Vorblock oder einen Barren. Bei dem Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S110) wird zunächst eine Stahlschmelze, bei der der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, durch ein bekanntes Veredelungsverfahren hergestellt. Die hergestellte Stahlschmelze wird zur Herstellung eines Ausgangsmaterials (eines Vorblocks oder eines Blocks) verwendet. Insbesondere wird ein Vorblock in einem Stranggussverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt. Alternativ dazu wird ein Block durch ein Blockherstellungsverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt.
  • [Vorwalzschritt (S120)]
  • Im Vorwalzschritt (S120) wird das Ausgangsmaterial einem Warmwalzen unterzogen, um einen Knüppel herzustellen. Im Einzelnen wird das Ausgangsmaterial im Vorwalzschritt (S120) zunächst erhitzt. Zum Erwärmen des Ausgangsmaterials wird ein Wärmeofen oder eine Sickergrube verwendet. Das Ausgangsmaterial wird im Wärmeofen oder in der Sickergrube auf einen Wert zwischen 1200 und 1300° C erhitzt. Beispielsweise wird das Ausgangsmaterial 1,5 bis 50,0 Stunden bei einer Ofentemperatur von 1200 bis 1300° C gehalten. Nach dem Erwärmen wird das Ausgangsmaterial aus dem Erwärmungsofen oder der Sickergrube entnommen und dem Warmwalzen zugeführt. Für das Warmwalzen im Vorwalzschritt (S120) wird zum Beispiel ein Blockwalzwerk verwendet. Das Blockwalzwerk wird verwendet, um das Vormaterial zu einem Knüppel zu walzen. Ist dem Blockwalzwerk ein kontinuierliches Walzwerk nachgeschaltet, kann das kontinuierliche Walzwerk dazu verwendet werden, den nach dem Vorwalzen erhaltenen Knüppel weiter warmzuwalzen, um so einen Knüppel mit noch kleineren Abmessungen zu erzeugen. In dem kontinuierlichen Walzwerk sind Walzgerüste (horizontale Gerüste) mit einem Paar horizontaler Walzen und Walzgerüste (vertikale Gerüste) mit einem Paar vertikaler Walzen abwechselnd in einer Reihe angeordnet. Durch das oben beschriebene Verfahren wird das Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) in der Vorwalzstufe (S120) zu einem Knüppel verarbeitet.
  • [Fertigwalzschritt (S130)]
  • Im Fertigwalzschritt (S130) wird der Knüppel warmgewalzt, um das Stahlmaterial (Walzdraht) zu erzeugen. Beim Fertigwalzen (S130) wird der Knüppel nach dem Vorwalzschritt (S120) zunächst in einem Wärmeofen erwärmt.
  • [Bezüglich der Erwärmung beim Fertigwalzschritt]
  • Die Erwärmungstemperatur im Wärmeofen beim Fertigwalzschritt wird auf 1050° C oder mehr eingestellt. Die Haltezeit bei einer Wärmetemperatur von 1050° C oder mehr beträgt z. B. 0,5 bis 5,0 Stunden.
  • Bei dem im Vorwalzschritt (S120) erzeugten Knüppel bilden sich in einigen Fällen durch die Abkühlung nach dem Warmwalzen Ausscheidungen auf V-Basis. Wenn ein Knüppel dem Fertigwalzen in einem Zustand unterzogen wird, in dem Ausscheidungen auf V-Basis im Knüppel verbleiben, bilden sich grobe Ausscheidungen auf V-Basis im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzen übermäßig viel. Infolgedessen wird die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3 im Ferrit im Perlit betragen.
  • Wenn die Erwärmungstemperatur im Fertigwalzschritt (S130) 1050° C oder mehr beträgt, können Ausscheidungen auf V-Basis, die nach dem Vorwalzschritt (S120) im Knüppel verbleiben können, ausreichend aufgelöst werden. Daher wird unter der Voraussetzung, dass die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, die Bildung von groben Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 20 nm unterdrückt, und die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm beträgt 3000 Stück/µm3 oder mehr im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt.
  • [Bezüglich des Fertigwalzens]
  • Der erwärmte Knüppel wird in einer Fertigwalzwerkstraße warmgewalzt (Fertigwalzen), um einen Walzdraht als Stahlmaterial herzustellen. Obwohl der Außendurchmesser des Walzdrahtes nicht besonders begrenzt ist, beträgt er beispielsweise 5 bis 10 mm. Der Außendurchmesser des Stahlmaterials (Walzdraht) wird auf der Grundlage des Drahtdurchmessers der Feder, die das Endprodukt ist, bestimmt. Die Fertigwalzwerkstraße und das Warmwalzen mit der Fertigwalzwerkstraße werden im Folgenden detailliert beschrieben.
  • [Bezüglich der Fertigwalzwerkstraße]
  • Die Fertigwalzwerkstraße umfasst eine Vielzahl von Walzgerüsten, die in einer Reihe von stromaufwärts nach stromabwärts angeordnet sind. Jedes Gerüst weist eine Vielzahl von Walzen auf, die um eine Stichlinie herum angeordnet sind. In den Walzen der jeweiligen Gerüste ist eine Rille ausgebildet. Der Knüppel wird durch die von einer Vielzahl von Walzen jedes Gerüsts gebildete Rille geführt, um den Knüppel einem Warmwalzen zu unterziehen, um den Querschnitt des Knüppels stufenweise zu verringern und das Stahlmaterial (Walzdraht) herzustellen.
  • Unter der Vielzahl der Walzgerüste der Fertigwalzwerkstraße wird eine Gruppe von mehreren Walzgerüsten, die ab dem stromaufwärts gelegenen Walzgerüst hintereinander angeordnet sind, als „Vorgerüst“ bezeichnet. Eine Gruppe von einer Vielzahl von Walzgerüsten, die stromabwärts der Vorwalzstraße angeordnet sind und hintereinander angeordnet sind, wird als „Zwischenstraße“ bezeichnet. Ein Walzgerüst oder eine Gruppe von mehreren Walzgerüsten, die nach der Zwischenstraße hintereinander angeordnet sind, wird als „Fertigstraße“ bezeichnet. Der Einfachheit halber wird die Fertigwalzwerkstraße in drei Gruppen von Walzgerüsten unterteilt in der Richtung von stromaufwärts nach stromabwärts, und zwar in die Vorwalzstraße, die Zwischenstraße und die Fertigstraße. Die Anzahl der Walzgerüste der Vorwalzstraße, die Anzahl der Walzgerüste der Zwischenwalzstraße und die Anzahl der Walzgerüste der Fertigwalzwerkstraße sind nicht besonders begrenzt. Um den thermischen Verlauf des Stahlmaterials während des Fertigwalzens, der später beschrieben wird, zu beschreiben, wird die Fertigwalzwerkstraße der Einfachheit halber in drei Walzgerüstgruppen (Vorstraße, Zwischenstraße und Fertigstraße) unterteilt. Es ist zu beachten, dass zwischen mehreren Walzgerüsten der Vorwalzstraße, der Zwischenstraße und der Fertigwalzwerkstraße Abschreckvorrichtungen zum Kühlen des Stahlmaterials angeordnet sind. Die Abschreckvorrichtung kühlt beispielsweise das Stahlmaterial, das aus dem vorhergehenden Walzgerüst austritt und in ein nachfolgendes Walzgerüst, das das nächste Walzgerüst ist, eintritt, d.h. sie kühlt einen Teil des Stahlmaterials zwischen dem vorhergehenden und dem nachfolgenden Walzgerüst mit Wasser und senkt so die Temperatur des Stahlmaterials.
  • [Bezüglich des Wärmeverlauf des Stahlmaterials beim Fertigwalzen]
  • 3 ist ein schematisches Diagramm, das den thermischen Verlauf des Stahlmaterials während des Fertigwalzens zeigt. Bezugnehmend auf 3 ist ein Abschnitt S131 der thermische Verlauf des Stahlmaterials während eines Zeitraums, bis das aus dem Wärmeofen entnommene Stahlmaterial das erste Walzgerüst der Vorwalzstraße der Fertigwalzwerkstraße erreicht. Abschnitt S132 ist der thermische Verlauf des Stahlmaterials während des Aufenthalts in der Vorwalzstraße. Abschnitt S133 ist der thermische Verlauf des Stahlmaterials in der Zwischenstraße. Abschnitt S134 ist der thermische Verlauf des Stahlmaterials in der Fertigstraße. Abschnitt S135 ist der thermische Verlauf des Stahlmaterials nach Verlassen des letzten Walzgerüsts der Fertigwalzwerkstraße. Beim Fertigwalzschritt erfährt der thermische Verlauf des Stahlmaterials bei der vorliegenden Ausführungsform die in den Abschnitten S131 bis S135 in 3 dargestellten Änderungen, um das Stahlmaterial herzustellen. Die jeweiligen Abschnitte S131 bis S135 werden im Folgenden beschrieben.
  • Zunächst wird der thermische Verlauf eines gewöhnlichen Stahlmaterials bei der Herstellung eines Stahlmaterials (Walzdraht) in einem Fertigwalzschritt beschrieben. In dem Zeitraum von der Entnahme des Stahlmaterials aus dem Wärmeofen bis zum Erreichen des ersten Walzgerüsts der Vorwalzstraße wird die Temperatur des Stahlmaterials auf der Wärmetemperatur des Wärmeofens gehalten. Wenn dann das Warmwalzen in der Vorwalzstraße beginnt, wird die Wärme des Stahlmaterials von den Walzen des Walzgerüsts aufgenommen. Dieses Phänomen wird als „Walzenwärmeabgabe“ bezeichnet. Während des Walzens in der Vorwalzstraße sinkt die Temperatur des Stahls aufgrund der Wärmeabgabe der Walzen im Laufe der Zeit. Das Stahlmaterial wird jedoch von der Vielzahl der Walzgerüste stufenweise gewalzt, und wenn das akkumulierte Walzverhältnis des Stahlmaterials auf ein bestimmtes Niveau ansteigt, wird im Stahlmaterial prozessbedingte Wärme erzeugt. In dem Stahlmaterial, in dem die durch die Bearbeitung entstehende Wärme erzeugt wird, steigt die Temperatur des Stahlmaterials an. Daher steigt beim konventionellen Fertigwalzen die Stahlmaterialtemperatur beim Walzen der nachfolgenden Walzgerüste der Vorwalzstraße oder beim Walzen der Zwischenstraße wieder an. Auch in der Fertigstraße steigt die Stahlmaterialtemperatur weiter an.
  • Daher wird in der vorliegenden Ausführungsform, um die volumetrische Dichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt in einen geeigneten Bereich fallen zu lassen, der thermische Verlauf des Stahlmaterials während des Fertigwalzens wie folgt eingestellt.
  • Im Fertigwalzschritt (S130) der vorliegenden Ausführungsform wird eine Zeitspanne, in der die Oberflächentemperatur des Knüppels während des Fertigwalzens kontinuierlich im Bereich von 950 bis 850°C liegt (als „spezifische Temperaturverweilzeit“ bezeichnet), auf 5 bis 100 Sekunden festgelegt. Die spezifische Temperaturverweilzeit beeinflusst die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130). Insbesondere, wenn die spezifische Temperaturverweilzeit während des Fertigwalzens 5 bis 100 Sekunden beträgt, unter der Voraussetzung, dass die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, wird die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt 3000 bis 80000 Stück/µm3 betragen.
  • Obwohl der Grund, warum unter der Voraussetzung, dass die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt, wenn die spezifische Temperaturverweilzeit 5 bis 100 Sekunden beträgt, nicht eindeutig ist, ist der folgende Grund denkbar. Beträgt die spezifische Temperaturverweilzeit 5 bis 100 Sekunden, so bilden sich unter der Voraussetzung, dass die übrigen Produktionsbedingungen erfüllt sind, beim Fertigwalzen im Knüppel Cluster aus V-Atomen oder aus V- und Cr-Atomen. Der Ausdruck „Cluster von V-Atomen oder von V-Atomen und Cr-Atomen“ (im Folgenden auch einfach „Cluster“ genannt) bezeichnet hier Gruppen von Atomen, die in einem Stadium gebildet werden, das der Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis vorausgeht. Wenn eine große Anzahl von Clustern vor der Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis gebildet wird, wird die Ausscheidung von Ausscheidungen auf V-Basis an der Phasengrenze bei einer (später beschriebenen) Kühlbehandlung nach dem Fertigwalzen gefördert. Infolgedessen werden die Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials 3000 bis 80000 Stück/µm3 betragen.
  • Der Temperaturbereich (950 bis 850° C) der oben erwähnten spezifischen Temperaturverweilzeit liegt direkt unter dem Lösungstemperaturbereich (etwa 1000 bis 1150°C) von Ausscheidungen auf V-Basis. Daher ist im Temperaturbereich (950 bis 850°C) der spezifischen Temperaturverweilzeit im Vergleich zum Lösungstemperaturbereich die treibende Kraft für die Bildung von Keimen von Ausscheidungen auf V-Basis gering, und die Bildung von Keimen von Ausscheidungen auf V-Basis ist schwierig. Andererseits sind die im Knüppel gelösten V-Atome und/oder Cr-Atome ausreichend im Knüppel diffundiert. Infolgedessen bilden sich Cluster, die als Vorstufe zur Keimbildung von Ausscheidungen auf V-Basis dienen. Durch eine bestimmte Temperaturverweilzeit von 5 bis 100 Sekunden kann eine große Anzahl von Clustern gebildet werden. Infolgedessen beträgt die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach der AbKühlbehandlung des Fertigwalzschrittes (S130).
  • Der oben beschriebene Mechanismus ist eine Vermutung. Doch selbst wenn ein anderer Mechanismus wirkt, wird die Tatsache, dass bei einer spezifischen Temperaturverweilzeit von 5 bis 100 Sekunden die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach der AbKühlbehandlung des Fertigwalzschritts (S130) beträgt, durch Beispiele belegt, die später beschrieben werden.
  • Wenn die spezifische Temperaturverweilzeit weniger als fünf Sekunden beträgt, ist die Bildung von Clustern unzureichend. Infolgedessen wird die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3 im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach der Kühlbehandlung des Fertigwalzschrittes (S130) betragen. Beträgt die Verweilzeit bei der spezifischen Temperatur hingegen mehr als 100 Sekunden, so bilden sich aus den Clustern Ausscheidungen. Folglich sind die Ausscheidungen auf V-Basis nach dem Fertigwalzschritt grob, und Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 20 nm bilden sich in großer Menge. Infolgedessen wird die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3 im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130) betragen. Daher soll die spezifische Temperaturverweilzeit 5 bis 100 Sekunden betragen.
  • Die Untergrenze der spezifischen Temperaturverweilzeit liegt vorzugsweise bei 8 Sekunden, besonders bevorzugt bei 10 Sekunden und weiter bevorzugt bei 12 Sekunden. Eine bevorzugte Obergrenze der spezifischen Temperaturverweilzeit beträgt 90 Sekunden, weiter bevorzugt 80 Sekunden, weiter bevorzugt 70 Sekunden und weiter bevorzugt 60 Sekunden.
  • Bezugnehmend auf 3 ist in der Walzperiode (S132) an der Vorwalzstraße die Wärmeabgabe (Walzwärmeabgabe) aufgrund des Kontakts zwischen der Oberfläche der Walzen und der Oberfläche des Knüppels größer als die durch die Bearbeitung entstehende Wärmemenge, die das Walzen durch die Walzen begleitet. Daher sinkt die Oberflächentemperatur des Knüppels während der Walzperiode (S132) an der Vorwalzstraße jedes Mal, wenn der Knüppel ein Walzgerüst durchläuft.
  • Andererseits kann in der Walzperiode (S133) an der Zwischenstraße die durch die Bearbeitung entstehende Wärmemenge größer werden als die Menge der Walzwärmeabfuhr. Daher kann die Oberflächentemperatur des Knüppels in der Walzperiode (S133) an der Zwischenstraße jedes Mal ansteigen, wenn der Knüppel ein Walzgerüst durchläuft. Um die spezifische Temperaturverweilzeit von 5 bis 100 Sekunden zu gewährleisten, wird der Knüppel daher während der Walzperiode in der Zwischenstraße mit Wasser gekühlt, um die Oberflächentemperatur des Knüppels zu senken. Konkret wird der Teil des Knüppels, der zwischen den Walzgerüsten hindurchläuft, durch eine zwischen den Walzgerüsten der Zwischenstraße angeordnete Abschreckvorrichtung wassergekühlt. Auf diese Weise wird die Oberflächentemperatur des Knüppels während des Fertigwalzens so eingestellt, dass die spezifische Temperaturverweilzeit beim Fertigwalzen 5 bis 100° C beträgt.
  • Man beachte, in der obigen Beschreibung wird die spezifische Temperaturverweilzeit von 5 bis 100 Sekunden durch Wasserkühlung des Knüppels während der Walzperiode in der Zwischenstraße sichergestellt. Ein Verfahren zur Einstellung der spezifischen Temperaturverweilzeit beim Fertigwalzen ist jedoch nicht auf das oben beschriebene Verfahren beschränkt. Die Oberflächentemperatur des Knüppels während der Walzperiode (S132) an der Vorwalzstraße kann durch Wasserkühlung oder ähnliches eingestellt werden, oder die Oberflächentemperatur des Knüppels während der Walzperiode (S134) an der Fertigstraße kann durch Wasserkühlung oder ähnliches eingestellt werden. Ferner kann die Oberflächentemperatur des Knüppels durch Wasserkühlung oder ähnliches in zwei oder mehr Abschnitten zwischen der Walzperiode in der Vorwalzstraße (S132), der Walzperiode in der Zwischenstraße (S133) und der Walzperiode in der Fertigstraße (S134) eingestellt werden.
  • Man beachte, dass die Verweilzeit bei einer Oberflächentemperatur des Knüppels von 950 bis 850°C (spezifische Temperaturverweilzeit), wie oben beschrieben, eine Zeitspanne bedeutet, in der ein Zustand andauert, in dem die Oberflächentemperatur des Knüppels kontinuierlich 950 bis 850° C beträgt.
  • [In Bezug auf die Fertigwalztemperatur]
  • In der Walzperiode (S134) an der Fertigstraße kann die Oberflächentemperatur des Knüppels durch die bei der Bearbeitung entstehende Wärme ansteigen. Die Oberflächentemperatur des Stahlmaterials auf der Ausgangsseite des Walzgerüsts, auf der zuletzt eine Walzreduktion an der Fertigstraße durchgeführt wurde, wird hier als „Fertigwalztemperatur“ (°C) definiert. In der vorliegenden Ausführungsform soll die Fertigwalztemperatur weniger als 1000° C betragen. Liegt die Fertigwalztemperatur bei 1000° C oder darüber, so vergröbern sich die Austenitkörner im Stahlmaterial. In diesem Fall werden, wie auch im Zusammenhang mit der später beschriebenen AbKühlbehandlung beschrieben wird, feine Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von weniger als 2 nm in großer Menge gebildet. Infolgedessen wird die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130) weniger als 3000 Stück/µm3 betragen.
  • Wie in 3 dargestellt, kann beispielsweise die Fertigwalztemperatur in der Walzperiode (S134) an der Fertigstraße auf weniger als 1000° C gesteuert werden, indem in den Walzperioden (S132 und S133) an der Vorwalzstraße und der Zwischenstraße die spezifische Temperaturverweilzeit auf 5 bis 100 Sekunden eingestellt wird und die Knüppeltemperatur an der Ausgangsseite des letzten Walzgerüsts der Zwischenstraße auf 950° C oder weniger gebracht wird. Darüber hinaus kann auch eine Konfiguration gewählt werden, bei der die Knüppeloberfläche während des Walzens (S134) in der Fertigstraße gekühlt wird, so dass die Fertigwalztemperatur weniger als 1000°C beträgt. Es ist zu beachten, dass eine bevorzugte Untergrenze für die Fertigwalztemperatur 900°C beträgt.
  • Wie in 3 dargestellt, wird die Temperatur des Stahlmaterials (Oberflächentemperatur des Stahlmaterials) während des Fertigwalzens auf weniger als 1000°C gehalten, nachdem die spezifische Temperaturverweilzeit verstrichen ist, bis das Walzen in der Fertigstraße abgeschlossen ist.
  • In 3 ist die gesamte Walzperiode der Zwischenstraße in der spezifischen Temperaturverweilzeit enthalten. Die spezifische Temperaturverweilzeit ist jedoch nicht darauf beschränkt. Ein Teil der Walzperiode an der Zwischenstraße kann der spezifischen Temperaturverweilzeit entsprechen. Ferner ist die spezifische Temperaturverweilzeit nicht auf die Walzperiode an der Zwischenstraße beschränkt. Kurz gesagt, es reicht aus, wenn während des Fertigwalzens eine Periode (spezifische Temperaturverweilzeit), in dem die Temperatur des Stahlmaterials kontinuierlich im Bereich von 950°C bis 850°C liegt, 5 bis 100 Sekunden beträgt, und die Fertigwalztemperatur weniger als 1000°C beträgt.
  • Man beachte, dass der thermische Verlauf des Stahlmaterials während des Fertigwalzens z. B. nach dem folgenden Verfahren gemessen werden kann. Ein Thermometer, das die Oberflächentemperatur des Stahlmaterials messen kann, wird an der Eingangs- oder Ausgangsseite jedes Gerüsts der Fertigwalzwerkstraße (Vorwalzstraße, Zwischenstraße und Fertigstraße) angeordnet. Der thermische Verlauf des Stahlmaterials während des Fertigwalzens kann auf der Grundlage der von diesen Thermometern erhaltenen Messergebnisse bestimmt werden.
  • [Kühlbehandlung (Abschnitt S135)]
  • Unmittelbar nach Beenden des Fertigwalzens in der Fertigwalzwerkstraße (Vorwalzstraße, Zwischenstraße und Fertigstraße) wird das Stahlmaterial einer Kühlbehandlung unterzogen (S135). Im Kühlbehandlungsabschnitt (S135) wird eine Schnellkühlbehandlung RC und anschließend eine Langsamkühlbehandlung SC durchgeführt. Durch die Durchführung der Kühlbehandlung wird die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm auf 3000 bis 80000 Stück/µm3 in dem Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130) eingestellt. Im Folgenden werden die Schnellkühlbehandlung RC und die Langsamkühlbehandlung SC beschrieben.
  • [Schnellkühlbehandlung (RC)]
  • Im Schnellkühlschritt (RC) wird das Stahlmaterial nach Beendigung des Fertigwalzens, d.h. das Stahlmaterial, dessen Oberflächentemperatur im Temperaturbereich von 950 bis 800°C liegt, einem Schnellkühlen unterzogen. Insbesondere wird der Knüppel nach Abschluss des Fertigwalzens einer Kühlung unterzogen, bei der die durchschnittliche Abkühlrate seiner Oberflächentemperatur mehr als 1,0° C/s im Bereich von 950 bis 800° C beträgt. Wenn die durchschnittliche Abkühlrate bei einer Oberflächentemperatur des Stahls von 950 bis 800°C 1,0°C/sec oder weniger beträgt, werden die Austenitkörner im Stahl vergröbert, selbst wenn die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind. In diesem Fall bildet sich eine große Menge von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von weniger als 2 nm. Infolgedessen wird die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130) weniger als 3000 Stück/µm3 betragen.
  • Wenn die durchschnittliche Abkühlrate bei einer Oberflächentemperatur des Stahlmaterials von 950 bis 800°C mehr als 1,0° C/sec beträgt, wird unter der Voraussetzung, dass die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, im Ferrit in dem Perlit des Stahlmaterials nach dem Fertigwalzschritt (S130) die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 betragen.
  • Obwohl der Grund, warum Ausscheidungen auf V-Basis nicht zu fein in Perlit werden können, wenn die Vergröberung der Austenitkörner im Stahlmaterial unterdrückt wird, nicht eindeutig ist, ist der folgende Grund denkbar.
  • 4 ist ein Diagramm, das eine kontinuierliche Kühlumwandlungskurve (CCT-Kurve) während des Zeitraums (S135) der Kühlbehandlung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt. Unter Bezugnahme auf 4 stellt eine durchgezogene Kurve in dem Diagramm in 4 Temperaturänderungen des Stahlmaterials in Bezug auf die Abkühlzeit dar. In 4 stellen die gestrichelten Kurven Ps (Kurven Ps1 und Ps2) die Anfangstemperatur der Perlitumwandlung dar. Wenn die Austenitkörner im Stahlmaterial fein sind, verschiebt sich die Kurve Ps auf die Seite der kurzen Zeitspanne (die linke Seite in der Zeichnung) (entspricht der Kurve Ps1 in 4). Wenn sich die Kurve Ps zur Seite der kurzen Zeitspanne verschiebt, wird bei der Langsam-Kühlbehandlung (SC) nach der schnellen Kühlbehandlung (RC) die Perlitumwandlung auf der Seite der hohen Temperatur in Bezug auf eine Perlitnase PN eingeleitet. Wenn die Perlitumwandlung begonnen hat, werden Ausscheidungen auf V-Basis an den Zwischenphasengrenzen im Ferrit des Perlits ausgeschieden. Ausscheidungen auf V-Basis werden auf der Hochtemperaturseite in Bezug auf die Perlitnase PN gebildet. Daher wachsen die gebildeten Ausscheidungen auf V-Basis bis zu einem gewissen Grad. Infolgedessen kann die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit im Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3 betragen.
  • Andererseits verschiebt sich die Kurve Ps in einem Fall, in dem die Austenitkörner im Stahlmaterial grob sind, zur Seite der langen Zeitspanne (die rechte Seite in der Zeichnung) (entspricht der Kurve Ps2 in 4). In diesem Fall beginnt die Perlitumwandlung in einem niedrigeren Temperaturbereich als im Fall der Kurve Ps1. Daher werden zwar Ausscheidungen auf V-Basis gebildet, doch ist es für die Ausscheidungen auf V-Basis schwierig, zu wachsen. Folglich werden Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von weniger als 2 nm in einer großen Menge gebildet, so dass die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit weniger als 3000 Stück/µm3 beträgt.
  • [Langsam-Kühlbehandlung (SC)]
  • Die Langsam-Kühlbehandlung (SC) wird unmittelbar nach der Schnellkühlbehandlung (RC) durchgeführt. Bei der Langsam-Kühlbehandlung (SC) wird das Stahlmaterial so abgekühlt, dass die durchschnittliche Abkühlrate, wenn die Oberflächentemperatur des Stahlmaterials im Bereich von weniger als 800°C bis 600°C liegt, weniger als 2,00°C/sec beträgt. Wenn die durchschnittliche Abkühlrate bei einer Oberflächentemperatur des Stahlmaterials im Bereich von weniger als 800°C bis 600°C 2,00°C/sec oder mehr beträgt, wird die Perlitumwandlung unzureichend sein, selbst wenn die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind. Infolgedessen wird der Flächenanteil von Perlit weniger als 90% betragen. Da die Perlitumwandlung unzureichend ist, ist auch die Ausfällung von Ausscheidungen auf V-Basis an der Phasengrenze unzureichend. Folglich beträgt die volumetrische Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit weniger als 3000 Stück/µm3.
  • Bei der Langsam-Kühlbehandlung (SC) wird die Perlitumwandlung ausreichend gefördert, wenn die durchschnittliche Abkühlrate bei einer Oberflächentemperatur des Stahlmaterials im Bereich von weniger als 800°C bis 600°C weniger als 2,00°C/sec beträgt. Infolgedessen beträgt der Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr. Da auch die Ausscheidung von Ausscheidungen auf V-Basis an der Phasengrenze ausreichend gefördert wird, beträgt die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in Ferrit in dem Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3.
  • Das Stahlmaterial (Walzdraht) der vorliegenden Ausführungsform kann durch das oben beschriebene Produktionsverfahren hergestellt werden. Man beachte, dass das oben beschriebene Herstellungsverfahren ein Beispiel für die Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform ist. Dementsprechend ist ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform nicht auf das oben beschriebene Herstellungsverfahren beschränkt, solange ein Stahlmaterial hergestellt werden kann, bei dem der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Stahlmaterials innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, der Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur 90% oder mehr beträgt und die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Ferrit in dem Perlit 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
  • [Bezüglich der Feder]
  • Eine Feder, für die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet wird, ist z. B. eine Feder, die in Kraftfahrzeugen und allgemeinen Maschinen verwendet wird. Eine Feder, die in Kraftfahrzeugen und allgemeinen Maschinen verwendet wird, ist zum Beispiel eine Dämpferfeder oder eine Ventilfeder.
  • [Verfahren zur Herstellung einer Feder, die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet.]
  • Eine Feder, für die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet wird, wird nach einem bekannten Herstellungsverfahren hergestellt. Eine Feder, für die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet wird, wird zum Beispiel nach dem folgenden Verfahren hergestellt.
  • 5 ist ein Flussdiagramm, das ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung einer Feder unter Verwendung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform zeigt. In Bezug auf 5 umfasst ein Verfahren zur Herstellung einer Feder, die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet, einen Stahldrahtvorbereitungsschritt (S200) und einen Federproduktionsschritt (S300).
  • Im Stahldrahtvorbereitungsschritt (S200) wird ein Stahldraht für eine Feder unter Verwendung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform hergestellt. Hier bedeutet der Begriff „Stahldraht“ ein Stahlmaterial, das dadurch erhalten wird, dass ein Stahlmaterial (Walzdraht), das ein Warmwalzmaterial ist, ein oder mehrere Male einem Drahtziehen unterzogen wird. Der Stahldrahtvorbereitungsschritt (S200) umfasst einen Schabbehandlungsschritt (S210), einen Glühbehandlungsschritt (S220), einen Drahtziehschritt (S230) und einen Abschreck- und Anlassschritt (S240).
  • [Schabbehandlungsschritt (S210)]
  • Bei der Schabbehandlung (S210) wird die gesamte Oberfläche (Umfangsfläche) des Stahlmaterials geschält (einer Schabbehandlung unterzogen). Es reicht aus, wenn die Schabbehandlung nach einem bekannten Verfahren durchgeführt wird. Bei der Schabbehandlung wird das Stahlmaterial (Walzdraht) durch einen Schabwerkzeug geführt, um die Stahlmaterialoberfläche abzuschaben (abzuschälen). Oberflächendefekte oder eine Entkohlungsschicht auf der Oberfläche des Stahlmaterials werden durch die Schabbehandlung entfernt.
  • Wie oben beschrieben, werden bei der Schabbehandlung des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform die auf der Stahlmaterialoberfläche durch die Schabbehandlung erzeugten Späne leicht in kurze Stücke gebrochen. Daher kann das Auftreten von schabeinduzierten Oberflächendefekten wie Graten, Furchen und Rissen auf der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden. Infolgedessen kann die Verschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden, und die Glätte der Stahlmaterialoberfläche kann ausreichend erhöht werden.
  • [Glühbehandlungsschritt (S220)]
  • In dem Glühbehandlungsschritt (S220) wird das Stahlmaterial nach dem Schabbehandlungsschritt (S210) einer Glühbehandlung unterzogen, um die durch die Schabbehandlung entstandene Spannung im Stahlmaterial zu beseitigen. Es reicht aus, die Glühbehandlung nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Die Temperatur bei der Glühbehandlung beträgt z. B. 300°C oder mehr.
  • [Drahtziehschritt (S230)]
  • Im Drahtziehschritt (S230) wird das Stahlmaterial nach dem Glühbehandlungsschritt (S220) einem Drahtziehen unterzogen. Durch das Drahtziehen wird ein Stahldraht mit einem gewünschten Außendurchmesser hergestellt. Es genügt, den Drahtziehschritt (S230) nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Insbesondere wird das Stahlmaterial einer Schmierbehandlung unterzogen, und auf der Stahlmaterialoberfläche wird ein Schmiermittelüberzug in Form eines Phosphatüberzugs oder einer Metallseifenschicht gebildet. Das Stahlmaterial wird nach der Schmierbehandlung bei normaler Temperatur einem Drahtziehen unterzogen. Für das Drahtziehen wird eine Drahtziehmaschine mit einer bekannten Konfiguration verwendet. Die Drahtziehmaschine ist mit Werkzeugen ausgestattet, um das Stahlmaterial dem Drahtziehen zu unterziehen.
  • [Abschrecken und Anlassen (S240)]
  • In dem Abschreck- und Anlassschritt (S240) wird der Stahldraht nach der Drahtziehschritt (S230) einer thermischen Veredelungsbehandlung unterzogen. Der Abschreck- und Anlassschritt (S240) umfasst einen Abschreckprozess und einen Anlassprozess. Beim Abschrecken wird der Stahldraht zunächst auf den Umwandlungspunkt Ac3 oder höher erwärmt. Die Erwärmung erfolgt zum Beispiel mit einem Hochfrequenz-Induktionswärmegerät. Der erwärmte Stahldraht wird schnell abgekühlt. Das Schnellabkühlverfahren kann durch Wasserkühlung oder Ölkühlung erfolgen. Durch das Durchführen des Abschreckprozesses wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes in eine Struktur umgewandelt, die hauptsächlich aus Martensit besteht.
  • Der Federproduktionsschritt (S300) umfasst einen Kaltwickelschritt (S310), einen Spannungsabbaubehandlungsschritt (S320), einen Nitrierschritt (S330), der je nach Bedarf durchgeführt wird, und einen Kugel strahl schritt (S340).
  • [Kaltwickelschritt (S310)]
  • Im Kaltwickelschritt (S310) wird der im Stahldrahtvorbereitungsschritt (S200) hergestellte Stahldraht kalt gewickelt, um ein Stahlzwischenmaterial für eine Feder herzustellen. Das Kaltwickeln wird mit einer bekannten Wickelvorrichtung durchgeführt. Die Wickelvorrichtung ist beispielsweise mit einer Vielzahl von Übertragungswalzensätzen, einer Drahtführung, einer Vielzahl von Windungsformungswerkzeugen (Wickelstiften) und einem Dorn mit einem halbkreisförmigen Querschnitt ausgestattet. Jeder Übertragungswalzensatz umfasst ein Paar einander gegenüberliegender Walzen. Die Vielzahl der Übertragungswalzensätze ist in einer Reihe angeordnet. Jeder Übertragungswalzensatz nimmt das Stahlmaterial zwischen den Walzenpaaren in die Mitte und transportiert den Stahldraht in der Drahtführungsrichtung. Der Stahldraht läuft durch die Drahtführung. Der aus der Drahtführung austretende Stahldraht wird durch die Vielzahl von Wickelstiften und den Dorn bogenförmig gebogen und dadurch zu einem spulenförmigen Stahlzwischenmaterial geformt.
  • [Spannungsabbaubehandlungsschritt (S320)]
  • Der Spannungsabbaubehandlungsschritt (S320) ist ein wesentlicher Schritt. In dem Spannungsabbaubehandlungsschritt (S320) wird eine Glühbehandlung durchgeführt, um Restspannungen zu beseitigen, die durch den Kaltwickelschritt (S310) in dem Stahlzwischenmaterial erzeugt wurden. Die Behandlungstemperatur (Glühtemperatur) bei der Glühbehandlung wird z. B. auf 400 bis 500°C eingestellt. Obwohl die Haltezeit bei der Glühtemperatur nicht besonders begrenzt ist, beträgt sie beispielsweise 10 bis 50 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit lässt man das Stahlzwischenmaterial abkühlen oder kühlt es langsam auf Normaltemperatur ab.
  • [Nitrierschritt (S330)]
  • Der Nitrierschritt (S330) ist ein optionaler Schritt und kein wesentlicher Schritt. Das heißt, der Nitrierschritt (S330) kann durchgeführt werden oder muss nicht durchgeführt werden. Im Falle der Durchführung des Nitrierschritts (S330) wird das Nitrieren im Nitrierschritt (S330) an dem Stahlzwischenmaterial durchgeführt, das im Kaltwickelschritt (S310) geformt und dem Spannungsabbaubehandlungsschritt (S320) unterzogen wurde. Der hier verwendete Begriff „Nitrieren“ umfasst auch eine Nitro-Aufkohlungbehandlung. 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 Fest-Lösungs-Verfestigung, verursacht durch gelösten Stickstoff, und Ausscheidungsverfestigung, verursacht durch Nitridbildung, gebildet.
  • Es reicht aus, das Nitrieren unter den bekannten Bedingungen durchzuführen. Das Nitrieren wird bei einer Behandlungstemperatur (Nitriertemperatur) durchgeführt, die nicht höher ist als der Umwandlungspunkt Acl. Die Nitriertemperatur beträgt z.B. 400 bis 550°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 begrenzt, solange es sich um eine Atmosphäre handelt, in der das chemische Potenzial von Stickstoff ausreichend hoch ist. Die Ofenatmosphäre für das Nitrieren kann z. B. eine Atmosphäre sein, in die ein Gas mit aufkohlenden Eigenschaften (RX-Gas o. ä.) gemischt wird, wie bei einer Nitro-Aufkohlungbehandlung.
  • [Kugel strahl schritt (S340)]
  • Der Kugelstrahlschritt (S340) ist ein wesentlicher Schritt. Beim Kugelstrahlen (S340) wird die Oberfläche des Stahlzwischenmaterials nach dem Nitrierschritt (S330) kugelgestrahlt. Auf diese Weise werden Druckeigenspannungen in die äußere Schicht der Feder eingebracht und die Ermüdungsgrenze der Feder kann weiter erhöht werden. Es reicht aus, das Kugelstrahlen nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Für das Kugelstrahlen wird beispielsweise ein Strahlmittel mit einem Durchmesser von 0,01 bis 1,5 mm verwendet. Das Strahlmittel ist z.B. Stahlschrot oder Stahlkugeln oder ähnliches, wobei es ausreicht, bekannte Strahlmittel zu verwenden. Die auf die Feder einwirkende Druckeigenspannung wird in Abhängigkeit vom Durchmesser des Strahlmittels, der Schussgeschwindigkeit, der Schussdauer und der pro Zeiteinheit auf eine Fläche geschossenen Strahlmittelmenge eingestellt.
  • Eine Feder, die das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial verwendet, wird durch das oben beschriebene Produktionsverfahren hergestellt.
  • BEISPIELE
  • Im Folgenden werden die vorteilhaften Wirkungen des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform anhand von Beispielen genauer beschrieben. Die in den folgenden Beispielen angenommenen Bedingungen sind ein Beispiel für Bedingungen, die zur Bestätigung der Durchführbarkeit und der vorteilhaften Wirkungen des Stahlmaterials der vorliegenden Ausführungsform angenommen wurden. Dementsprechend ist das Stahlmaterial der vorliegenden Ausführungsform nicht auf dieses eine Beispiel von Bedingungen beschränkt.
  • Es wurden geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 1 beschriebenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt.
    [Tabelle 1] TABELLE 1
    Stahlsorten-Nummer Chemische Zusammensetzung (Einheit ist Masse-%; Rest ist Fe und Verunreinigungen)
    C Si Mn Cr V P S N Mo Nb W Ni Co B Cu Al Ti
    A 0.61 2.23 0.70 1.23 0.10 0.008 0.008 0.0048
    B 0.60 2.15 0.72 1.17 0.21 0.007 0.005 0.0053
    C 0.63 2.22 0.68 1.26 0.57 0.005 0.009 0.0057
    D 0.56 2.64 0.78 1.53 0.26 0.006 0.005 0.0043 0.28
    E 0.52 2.17 0.73 1.07 0.22 0.009 0.008 0.0047 0.021
    F 0.62 2.25 0.71 1.18 0.18 0.007 0.007 0.0056 0.23
    G 0.60 2.88 0.64 1.27 0.27 0.005 0.007 0.0059 0.32
    H 0.60 2.18 0.69 1.86 0.23 0.009 0.006 0.0061 0.18
    I 0.62 2.23 0.30 1.18 0.21 0.008 0.008 0.0051 0.0037
    J 0.59 2.20 0.72 0.47 0.24 0.008 0.009 0.0058 0.032
    K 0.76 1.42 0.68 0.86 0.19 0.006 0.007 0.0055 0.0026
    L 0.61 2.05 0.64 1.21 0.23 0.009 0.008 0.0047 0.025
    M 0.59 2.19 0.99 1.26 0.25 0.009 0.007 0.0046
  • Ein leerer Teil in Tabelle 1 bedeutet, dass der Gehalt des entsprechenden Elements unter der Nachweisgrenze lag. Jeder der vorgenannten geschmolzenen Stähle wurde zur Herstellung eines Vorblocks im Stranggussverfahren verwendet. Jeder Vorblock wurde dem Vorwalzschritt (S120) unterzogen. Nach dem Erwärmen des Vorblocks wurde der Vorblock vorgewalzt und anschließend in einem Stranggussverfahren gewalzt, um einen Knüppel mit einem Querschnitt von 162 mm × 162 mm senkrecht zur Längsrichtung herzustellen. Die Erwärmungstemperatur in dem Vorwalzschritt (S120) betrug 1200 bis 1250°C, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 2,0 Stunden.
  • Der hergestellte Knüppel wurde dem Fertigwalzschritt (S130) unterzogen, um ein Stahlmaterial (Walzdraht) mit einem Durchmesser von 6,5 mm zu erzeugen. Die Wärmetemperatur im Fertigwalzschritt (S130) war die in der Spalte „Wärmetemperatur (°C)“ der Spalte „Fertigwalzschritt“ in Tabelle 2 angegebene Temperatur. Die Haltezeit bei der Wärmetemperatur betrug für jede Versuchsnummer 1,5 Stunden. Die spezifische Temperaturverweilzeit (kontinuierliche Verweilzeit im Bereich von 950 bis 850°C) während des Fertigwalzens war die in der Spalte „Spezifische Temperaturverweilzeit (sec)“ der Spalte „Fertigwalzschritt“ in Tabelle 2 angegebene Zeit. Die Fertigwalztemperatur (°C) im Fertigwalzschritt war die in der Spalte „Fertigwalztemperatur (°C)“ der Spalte „Fertigwalzschritt“ in Tabelle 2 angegebene Temperatur. Es ist zu beachten, dass die Temperatur des Stahlmaterials im Fertigwalzschritt nach Ablauf der spezifischen Temperaturverweilzeit bei jeder Testnummer niedriger war als die Fertigwalztemperatur, bis das Fertigwalzen abgeschlossen war.
  • Das Stahlmaterial wurde nach Abschluss des Fertigwalzens einer Schnellkühlbehandlung (RC) und anschließend einer Langsam-Kühlbehandlung (SC) unterzogen. Bei der Schnellabkühlung (RC) war die durchschnittliche Abkühlrate, wenn die Oberflächentemperatur des Stahls im Bereich von 950 bis 800°C lag, eine durchschnittliche Abkühlrate (°C/sec), die in der Spalte „Durchschnittliche Abkühlrate bei Schnellabkühlung (°C/sec)“ in Tabelle 2 angegeben ist. Bei der langsamen Abkühlung (SC) war die durchschnittliche Abkühlrate, wenn die Oberflächentemperatur des Stahlmaterials im Bereich von weniger als 800°C bis 600°C lag, eine durchschnittliche Abkühlrate (°C/sec), die in der Spalte „Durchschnittliche Abkühlrate bei Langsam-Kühlbehandlung (°C/sec)“ in Tabelle 2 angegeben ist.
    [Tabelle 2] Tabelle 2
    Test Nr. Stahlsorten -Nr. Rollende Stufe beenden Perlit Flächenanteil (%) Ausscheidungen auf V-Basis Volumetrische Anzahldichte (Stücke/µm3 Bewertung der Unterdrückung der Oberflächenverschlechterung
    Wärmetemperatur (°C) Spezifische Temperatur Verweilzeit (sec) Fertigwalztemperatur (°C) Durchschnittliche Kühlrate bei Schnellkühlung (°C/sec) Durchschnittliche Kühlrate bei Langsam-Kühlung (°C/sec) Oberflächenrauheit (µm) Bewertung
    1 A 1149 24 976 52.3 0.82 96 17901 1.0 E
    2 B 1153 24 983 49.2 0.80 97 30247 1.1 E
    3 C 1250 25 970 49.9 0.93 94 70679 0.9 E
    4 D 1152 24 987 50.8 0.91 93 6790 0.8 E
    5 E 1150 24 971 47.4 0.87 92 36728 1.0 E
    6 F 1151 96 968 51.7 0.86 95 40123 1.2 E
    7 G 1148 24 974 50.3 0.91 95 26852 0.9 E
    8 H 1152 24 980 50.8 1.88 92 39815 0.8 E
    9 I 1151 25 968 52.5 0.83 95 28704 1.1 E
    10 J 1150 25 974 48.1 0.93 96 33333 1.0 E
    11 K 1147 24 962 52.0 0.86 98 22840 1.2 E
    12 L 1150 23 981 49.6 0.83 94 37654 0.8 E
    13 M 1152 26 978 50.3 0.84 95 34568 0.9 E
    14 B 1147 6 985 51.0 0.86 95 5247 0.8 E
    15 B 1150 24 976 1.2 0.91 96 4012 1.0 E
    16 A 1036 26 966 52.7 0.88 96 2778 5.6 NA
    17 A 1154 105 974 51.4 0.93 95 926 6.1 NA
    18 A 1147 3 970 49.6 0.90 94 2469 5.9 NA
    19 A 1149 25 1023 48.3 0.94 96 2160 6.8 NA
    20 A 1150 24 962 0.9 0.82 94 1852 7.4 NA
    21 A 1153 26 983 51.8 2.23 86 2469 6.3 NA
    22 D 1034 24 972 49.6 0.84 93 2160 6.0 NA
    23 D 1150 107 967 48.3 0.82 92 1235 5.7 NA
    24 D 1147 4 980 51.2 0.90 92 2469 5.9 NA
    25 D 1154 26 1018 49.0 0.86 95 2778 6.5 NA
    26 D 1152 26 969 0.9 0.89 96 1543 7.2 NA
    27 D 1148 25 974 50.5 2.18 84 1852 6.1 NA
  • Die Stahlmaterialien wurden nach dem oben beschriebenen Produktionsverfahren hergestellt.
  • [Bewertungstests]
  • Das hergestellte Stahlmaterial jeder Testnummer wurde einem Mikrostrukturbeobachtungstest einem Test zur Messung der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis und einem Test zur Bewertung der Oberflächenverschlechterung nach einer Schabbehandlung unterzogen.
  • [Mikrostrukturbeobachtungstest]
  • Der Flächenanteil (%) von Perlit in der Mikrostruktur des Stahlmaterials jeder Testnummer wurde nach Folgendem Verfahren gemessen. Das Stahlmaterial jeder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten, und ein daraus resultierender Querschnitt (Oberfläche) wurde als Beobachtungsfläche verwendet. Die Beobachtungsfläche wurde hochglanzpoliert. Die hochglanzpolierte Beobachtungsfläche wurde mit 5%igem Pikrinsäurealkohol (Pikral-Ätzreagenz) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wurde eine Position in einer Tiefe von 1/4 des Durchmessers in radialer Richtung von der Stahlmaterialoberfläche (äußerer Umfang der Beobachtungsfläche) als Beobachtungssichtfeld definiert. Beobachtungssichtfelder an 10 Stellen wurden mit einem Rasterelektronenmikroskop (REM) bei einer Vergrößerung von ×2000 beobachtet, und es wurden fotografische Bilder der 10 Beobachtungssichtfelder erstellt. Die Größe der einzelnen Sichtfelder wurde auf 40 µm × 60 µm festgelegt.
  • Perlit wurde anhand des Kontrasts und der Morphologie der Phasen identifiziert. Die Bruttofläche (µm2) von Perlit in jedem Sichtfeld wurde bestimmt. Das Verhältnis der Bruttofläche von Perlit in allen Beobachtungssichtfeldern in Bezug zur Bruttofläche (24000 µm2) aller Beobachtungsichtfelder wurde als Flächenanteil (%) von Perlit definiert. Der ermittelte Flächenanteil von Perlit ist in der Spalte „Perlit-Flächenanteil (%)“ in Tabelle 2 angegeben.
  • [Test zur Messung der volumetrischen Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis].
  • Die volumetrische Anzahldichte (Stücke/µm3) von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm im Stahlmaterial jeder Testnummer wurde nach dem folgenden Verfahren gemessen. Das Stahlmaterial (Walzdraht) j eder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten. Anschließend wurde eine Scheibe mit einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers und einer Dicke von 0,5 mm in Richtung der Mittelachse des Stahlmaterials entnommen. Die Scheibe wurde von beiden Seiten mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 60 µm betragen hat. Danach wurde der Scheibe eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm entnommen. Die Probe wurde in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um eine Elektropolitur durchzuführen, und so wurde eine dünne Folienprobe mit einer Dicke von 100 nm hergestellt.
  • Die vorbereitete dünne Folienprobe wurde mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht. Konkret wurden fünf Stellen (Beobachtungssichtfelder) auf einer Oberfläche (Beobachtungsfläche) in Richtung des Drahtdurchmessers der dünnen Folienprobe bei einer Beobachtungsvergrößerung von ×200000 und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Zu diesem Zeitpunkt wurden Beobachtungssichtfelder innerhalb des Ferrits im Perlit ausgewählt. Die Größe jedes Beobachtungssichtfeldes wurde auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • In jedem Beobachtungssichtfeld wurden die Ausscheidungen anhand des Kontrasts identifiziert. Darüber hinaus wurden aus der Vielzahl der identifizierten Ausscheidungen Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm identifiziert. Dabei wurde die maximale Länge eines Liniensegments in einem Fall, in dem zwei beliebige Punkte an einer Grenzfläche zwischen einer Ausscheidung und der Ausgangsphase ausgewählt wurden und das gesamte Liniensegment, das die beiden Punkte verbindet, in die betreffende Ausscheidungen einbezogen wurde, als maximaler Durchmesser angenommen.
  • Die Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm wurden als Ausscheidungen auf V-Basis erkannt. Man beachte, dass durch die oben erwähnte EDS und NBD bestätigt wurde, dass es sich bei den Ausscheidungen mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm um Ausscheidungen auf V-Basis handelt.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in den fünf Beobachtungssichtfeldern wurde durch die vorgenannte Messung ermittelt. Aus der ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm und dem Gesamtvolumen der fünf Beobachtungssichtfelder wurde die volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm (Stücke/µm3) ermittelt. Die ermittelte volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis ist in der Spalte „Volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm3)“ in Tabelle 2 aufgeführt.
  • [Test zur Bewertung der Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung]
  • Das Stahlmaterial jeder Testnummer wurde einem Schabbehandlungsschritt unterzogen. In dem Schabbehandlungsschritt wurde die Schabbehandlung mit einem Schabewerkzeug durchgeführt, und die Oberfläche des Stahls wurde bis zu einer Tiefe von 0,15 mm geschält. Die Oberflächenrauheit des Stahlmaterials nach der Schabbehandlung (im Folgenden als „Testkörper“ bezeichnet) wurde gemessen. Konkret wurde ein Zehn-Punkte-Mittelwert der in JIS B 0601 (2013) definierten Rauheit Rz ermittelt. Die Auswertungslänge wurde auf ein Vielfaches des Fünffachen der Probenlänge (Cut-Off-Wellenlänge) festgelegt. Die Messung des Zehn-Punkte-Mittelwertes der Rauheit Rz wurde mit einem Tastereinsatz-Rauheitsmessgerät durchgeführt. Die Messgeschwindigkeit wurde auf 0,5 mm/Sek. eingestellt. Die Messergebnisse sind in der Spalte „Oberflächenrauheit (µm)“ in Tabelle 2 aufgeführt. Wenn der Zehn-Punkte-Durchschnitt der Rauheit Rz 5,0 µm oder weniger betrug, wurde festgestellt, dass die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt wurde (beschrieben als „E“ in der Spalte „Bewertung“ der Spalte „Bewertung der Unterdrückung der Oberflächenverschlechterung“ in Tabelle 2). Beträgt der Zehn-Punkte-Mittelwert der Rauheit Rz hingegen mehr als 5,0µm, wurde festgestellt, dass die Oberflächenverschlechterung der Stahlmaterialoberfläche nach der Schabbehandlung nicht ausreichend unterdrückt werden konnte (beschrieben als „NA“ in der Spalte „Bewertung“ der Spalte „Bewertung der Unterdrückung der Oberflächenverschlechterung“ in Tabelle 2).
  • [Testergebnisse]
  • Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 aufgeführt. Aus Tabelle 2 geht hervor, dass bei den Testnummern 1 bis 15 die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren angemessen waren. Daher betrug der Flächenanteil von Perlit in der Mikrostruktur des Stahls bei jeder Testnummer 90% oder mehr. Darüber hinaus betrug die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm in jeder der Testnummern 1 bis 15 3000 bis 80000 Stück/µm3. Daher betrug die Oberflächenrauheit des Stahlmaterials selbst bei Durchführung des Schabbehandlungsschritts bei jedem Stahlmaterial der Testnummern 1 bis 15 5,0 µm oder weniger, so dass eine Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung ausreichend unterdrückt werden konnte.
  • Bei den Testnummern Nr. 16 und 22 war die Erwärmungstemperatur beim Fertigwalzen zu niedrig. Infolgedessen betrug die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahlmaterials mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • In den Testnummern 17 und 23 war die spezifische Temperaturverweilzeit zu lang. Infolgedessen lag die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm unter 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahlmaterials (Zehn-Punkte-Mittelwert der Rauheit Rz) mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • In den Testnummern 18 und 24 war die spezifische Temperaturverweilzeit zu kurz. Infolgedessen betrug die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahls mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • In den Testnummern 19 und 25 war die Fertigwalztemperatur zu hoch. Infolgedessen betrug die volumetrische Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm weniger als 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahls mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • In den Testnummern 20 und 26 war die durchschnittliche Abkühlrate im Bereich von 950 bis 800°C bei der Schnellkühlbehandlung (RC) zu langsam. Infolgedessen lag die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm unter 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahls mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • In den Testnummern Nr. 21 und 27 war die durchschnittliche Abkühlrate im Bereich von weniger als 800°C bis 600°C bei der Langsam-Kühlbehandlung (SC) zu schnell. Folglich lag der Flächenanteil von Perlit unter 90%. Darüber hinaus lag die volumetrische Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm unter 3000 Stück/µm3. Infolgedessen betrug die Oberflächenrauheit des Stahls mehr als 5,0 µm, und die Oberflächenverschlechterung nach der Schabbehandlung konnte nicht ausreichend unterdrückt werden.
  • Eine Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung ist oben beschrieben worden. Allerdings ist die vorstehende Ausführungsform lediglich ein Beispiel für die Umsetzung der vorliegenden Offenbarung. Dementsprechend ist die vorliegende Offenbarung nicht auf die obige Ausführungsform beschränkt, und die obige Ausführungsform kann in geeigneter Weise modifiziert und innerhalb eines Bereichs implementiert werden, der nicht vom Kern der vorliegenden Offenbarung 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 7173577 [0005, 0007]
    • JP 2007327084 [0005, 0007]

Claims (2)

  1. Stahlmaterial mit einer chemischen Zusammensetzung, bestehend aus, in Masse-%, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis 2,90%, Mn: 0,25 bis 1,00%, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, N: 0,0100% oder weniger, Mo: 0 bis 0,50%, Nb: 0 bis 0,050%, W: 0 bis 0,60%, Ni: 0 bis 0,50%, Co: 0 bis 0,30%, B: 0 bis 0,0050%, Cu: 0 bis 0,050%, Al: 0 bis 0,0050%, und Ti: 0 bis 0,050%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, wobei: in der Mikrostruktur des Stahlmaterials ein Flächenanteil von Perlit 90% oder mehr beträgt; und in Ferrit in dem Perlit, eine volumetrische Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 20 nm 3000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
  2. Stahlmaterial nach Anspruch 1, wobei: die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten enthält, aus einer Gruppe, die besteht aus: Mo: 0,01 bis 0,50%, Nb: 0,001 bis 0,050%, W: 0,01 bis 0,60%, Ni: 0,01 bis 0,50%, Co: 0,01 bis 0,30%, und B: 0,0001 bis 0,0050%.
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