DE102016208400A1 - Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder - Google Patents

Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder Download PDF

Info

Publication number
DE102016208400A1
DE102016208400A1 DE102016208400.3A DE102016208400A DE102016208400A1 DE 102016208400 A1 DE102016208400 A1 DE 102016208400A1 DE 102016208400 A DE102016208400 A DE 102016208400A DE 102016208400 A1 DE102016208400 A1 DE 102016208400A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
weight
strength
ultra
spring steel
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DE102016208400.3A
Other languages
English (en)
Inventor
Sung Chul Cha
Bong Lae JO
Sang Min Song
Jae Hyeok Shim
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hyundai Motor Co
Hyundai Steel Co
Original Assignee
Hyundai Motor Co
Hyundai Steel Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hyundai Motor Co, Hyundai Steel Co filed Critical Hyundai Motor Co
Publication of DE102016208400A1 publication Critical patent/DE102016208400A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L1/00—Valve-gear or valve arrangements, e.g. lift-valve gear
    • F01L1/46—Component parts, details, or accessories, not provided for in preceding subgroups
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L1/00—Valve-gear or valve arrangements, e.g. lift-valve gear
    • F01L1/46—Component parts, details, or accessories, not provided for in preceding subgroups
    • F01L1/462—Valve return spring arrangements
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L2301/00—Using particular materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/021—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant characterised by their composition, e.g. comprising materials providing for particular spring properties

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Ein ultrahochfester Federstahl für einen Motorventilfederstahl, umfassend: 0,5–0,7 Gewichts-% Kohlenstoff (C), 1,3–2,3 % Gewichts-% Silizium (Si), 0,6–1,2 Gewichts-% Mangan (Mn), 0,6–1,2 Gewichts-% Chrom (Cr), 0,1–0,5 Gewichts-% Molybdän (Mo), 0,05–0,8 % Gewichts-% Nickel (Ni), 0,05–0,5 Gewichts-% Vanadium (V), 0,05–0,5 % Gewichts-% Niob (Nb), 0,05–0,3 % Gewichts-% Titan (Ti), 0,001–0,01% Gewichts-% Bohr (B), 0,01–0,52% Gewichts-% Wolfram (W), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Gewichts-% Kupfer (Cu), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Aluminium (Al), 0,03 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Stickstoff (N), 0,003 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Sauerstoff (O), einen Rest Eisen (Fe) und unvermeidbarere Unreinheiten, basierend auf 100 Gewichts-% des ultrahochfesten Federstahls.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen ultrahochfesten Stahl. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen ultrahochfesten Stahl mit verbesserter Zugfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit für eine Motorventilfeder.
  • Hintergrund
  • Mit dem Rückgang fossiler Reserven und dem plötzlichen Anstieg und der plötzlichen Veränderung von Ölpreisen, hat der Kraftstoffverbrauch von Fahrzeugen eine starke, weltweite Aufmerksamkeit erhalten.
  • Zur Verbesserung des Kraftstoffverbrauches wurde ein gewichtsoptimiertes Design von Fahrzeugkarosserien und eine Minimierung von Leistungsverlusten durch Reduzierung von Reibungen entwickelt. Ferner senkt die Maximierung der Ausgangsleistung den Kraftstoffverbrauch durch Verbessern von dynamischen Eigenschaften bei der Abgassteuerung des Motors selbst. In Anbetracht der Verbesserung des Kraftstoffverbrauches wurden Anstrengungen unternommen, um eine dynamische Last durch Gewichtsreduzierung von dynamischen Komponenten des Motorkopfes zu reduzieren.
  • Unter diesen Komponenten ist eine Motorventilfeder eine Komponente, die einen großen Teil zur Kraftstoffeinsparung beiträgt, falls ihr Gewicht reduziert wird, da die Motorventilfeder direkt eine dynamische Last steuert.
  • Herkömmlicherweise werden Ventilfedern aus CrSi-Stahl mit einer Zugfestigkeit von 1900 MPa oder CrSiV-Stahl mit einer Zugfestigkeit von 2100 MPa hergestellt. Ferner wurden Versuche unternommen, um die Zugfestigkeit auf 2550 MPa zu erhöhen, indem Legierungselemente zu dem CrSiV-Stahl hinzugefügt wurden.
  • Zusammenfassung
  • Die folgende Erfindung wurde in Anbetracht der obigen Probleme aus dem Stand der Technik gemacht und ein Aspekt der vorliegenden Offenbarung stellt einen ultrahochfesten Federstahl mit einer verbesserten Zugfestigkeit durch Optimieren von Anteilen von Mo, Ni, V, Nb, Ti, B, und W und verbesserter Ermüdungsfestigkeit durch Steuern der darin ausgebildeten Einschlüsse zur Verfügung.
  • Gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung umfasst eine Ventilfeder in einem Fahrzeugmotor 0,5–0,7 Gewichts-% an Kohlenstoff (C), 1,3–2,3 % Gewichts-% an Silizium (Si), 0,6–1,2 Gewichts-% an Mangan (Mn), 0,6–1,2 Gewichts-% an Chrom (Cr), 0,1–0,5 Gewichts-% Molybdän (Mo), 0,05–0,8 % Gewichts-% an Nickel (Ni), 0,05–0,5 Gewichts-% Vanadium (V), 0,05–0,5 % Gewichts-% an Niob (Nb), 0,05–0,3 % Gewichts-% an Titan (Ti), 0,001–0,01% Gewichts-% an Bohr (B), 0,01–0,52% Gewichts-% an Wolfram (W), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Gewichts-% Kupfer (Cu), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) an Aluminium (Al), 0,03 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) an Stickstoff (N), 0,003 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) an Sauerstoff (O), einen Rest Eisen (Fe) und unvermeidbarere Unreinheiten, basierend auf 100 Gewichts-% des ultrahochfesten Federstahls.
  • Der ultrahochfeste Federstahl weist eine Zugfestigkeit von 3000 MPa oder höher auf.
  • Der ultrahochfeste Federstahl weist eine Ermüdungsfestigkeit von 1200 MPa oder höher auf.
  • Der ultrahochfeste Federstahl weist eine Dehngrenze von 2500 MPa oder mehr auf.
  • Der ultrahochfeste Federstahl weist eine Härte von 760 HV oder höher auf.
  • Der ultrahochfeste Federstahl weist Einschlüsse mit einem Durchmesser von 15 µm oder weniger auf.
  • Die Einschlüsse können mit einem Anteil von 10% oder weniger mit einem Durchmesser von 10–15 µm und mit einem Anteil von 90% oder mehr mit einem Durchmesser von 10 µm oder weniger auftreten.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • Die obigen und andere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden besser aus der folgenden detaillierten Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen verstanden.
  • 1 ist eine Tabelle, in der Anteile von Stahl von Beispielen und Vergleichsbeispielen angeführt werden.
  • 2 ist eine Tabelle, in der physikalische Eigenschaften und Leistungen von Stählen von Beispielen und Vergleichsbeispielen zusammengefasst werden.
  • 3 ist ein Graph, der eine Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahls gemäß einer Ausführungsform in der vorliegenden Offenbarung über einen Temperaturverlauf hinweg zeigt.
  • 4 ist ein Graph, der die Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahls gemäß einer Ausführungsform in der vorliegenden Offenbarung zu Zementit über einen Temperaturverlauf zeigt.
  • Detaillierte Beschreibung
  • Zum Zwecke der Darstellung werden die Prinzipien der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf verschiedene beispielhafte Ausführungsformen beschrieben. Obwohl bestimmte Ausführungsformen in der Offenbarung hier beschrieben werden, erkennt der Fachmann leicht, dass die gleichen Prinzipien äquivalent bei anderen Systemen und Verfahren anwendbar sind und dort verwendet werden können. Bevor die offenbarten Ausführungsformen der vorliegenden Offenbarung im Detail beschrieben werden, muss verstanden werden, dass die Offenbarung nicht dazu gedacht ist, die Anmeldung auf die Details irgendeiner gezeigten Ausführungsform einzuschränken. Zusätzlich dient die hier verwendete Terminologie dem Zwecke der Beschreibung und nicht der Beschränkung. Ferner können, obwohl bestimmte Verfahren unter Bezugnahme auf Schritte, die hier offenbart werden in einer bestimmten Reihenfolge beschrieben werden, in vielen Fällen diese Schritte in jeder Reihenfolge durchgeführt werden, wie es der Fachmann erkennt; jedoch ist das neue Verfahren nicht auf die spezielle Reihenfolge der hier offenbarten Schritte beschränkt.
  • 3 ist ein Graph, der die Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahls gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung über einen Temperaturverlauf zeigt; und 4 ist ein Graph, der die Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahls gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung zu Zementit über den Temperaturverlauf zeigt.
  • Ein ultrahochfester Federstahl gemäß der vorliegenden Offenbarung, der geeignet für eine Ventilfeder in einem Fahrzeugmotor ist, stellt verbesserte Eigenschaften, wie beispielsweise Zugfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit zur Verfügung, da Anteile seiner Hauptlegierungsbestandteile optimiert sind. Im Detail umfasst der ultrahochfeste Federstahl gemäß der vorliegenden Offenbarung: 0,5–0,7 Gewichts-% an Kohlenstoff (C), 1,3–2,3 % Gewichts-% an Silizium (Si), 0,6–1,2 Gewichts-% an Mangan (Mn), 0,6–1,2 Gewichts-% an Chrom (Cr), 0,1–0,5 Gewichts-% Molybdän (Mo), 0,05–0,8 % Gewichts-% an Nickel (Ni), 0,05–0,5 Gewichts-% Vanadium (V), 0,05–0,5 % Gewichts-% an Niobium (Nb), 0,05–0,3 % Gewichts-% an Titan (Ti), 0,001–0,01% Gewichts-% an Bohr (B), 0,01–0,52% Gewichts-% an Wolfram (W), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Gewichts-% Kupfer (Cu), 0,3 Gewichts-% oder weniger ((jedoch mehr als 0 %) an Aluminium (Al), 0,03 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) an Stickstoff (N), 0,003 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) an Sauerstoff (O), einen Rest Eisen (Fe) und unvermeidbarere Unreinheiten, basierend auf 100 Gewichts-% des ultrahochfesten Federstahls.
  • Im Folgenden werden Gründe für die numerischen Beschränkungen der Anteile in der Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Offenbarung beschrieben. Außer anderweitig beschrieben, bedeutet die Einheit „%“, die in der folgenden Beschreibung verwendet wird, „Gewichts-%“.
  • Kohlenstoff (C) ist mit einem Anteil von 0,5–0,7 % in dem ultrahochfesten Federstahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform vorhanden. Die Festigkeit des Stahls steigt mit einem Anstieg des Karbonanteils an. Mit einem Karbonanteil von weniger als 0,5 %, steigt die Festigkeit des Stahls leicht an, aufgrund von unzureichenden Abschreckeigenschaften (engl.: quenching) bei Wärmebehandlung. Auf der anderen Seite hemmt ein Kohlenstoffanteil, der 0,7% überschreitet, die Bildung einer martensitischen Phase beim Abschrecken, was zu einer Abnahme der Ermüdungsfestigkeit und Zähigkeit führt. Innerhalb des Bereichs wird der Stahl mit einer hohen Festigkeit und Duktilität versehen.
  • Silizium (Si) ist mit einem Anteil von 1,3–2,3 % in dem ultrahochfesten Federstahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform vorhanden. Durch das Ausbilden einer festen Lösung im Ferrit mit Eisen, können die Festigkeit und die Anlasserweichungsbeständigkeit des Siliziums ansteigen. Mit einem Siliziumanteil von weniger als 1,3%, weist der Stahl eine niedrige Anlasserweichungsbeständigkeit auf. Auf der anderen Seite kann ein Siliziumanteil größer als 2,3 % ein Entkohlungsphänomen bei Wärmebehandlung hervorrufen.
  • Mangan (Mn) ist mit einem Anteil von 0,6–1,2 % in dem ultrahochfesten Federstahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform vorhanden. Beim Ausbilden einer festen Lösung in einer Matrix verbessert Mangan die Ermüdungsfestigkeit und Abschreckeigenschaften. Ein Mangananteil von mehr als 1,2 % verringert die Zähigkeit.
  • Chrom (Cr) ist mit einem Anteil von 0,6–1,2 % in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform vorhanden. Chrom weist verschiedene Funktionen des Hervorrufens der Ausbildung von Karbidablagerungen auf, die nützlich für die Zähigkeit beim Temperieren, bei der Verbesserung der Härtbarkeit, und beim Erhöhen der Festigkeit durch Unterdrücken des Erweichens sind. Ferner erhöht Chrom die Zähigkeit des Stahls durch eine mikrostrukturelle Verfeinerung. Bei einem Chromanteil von 0,6 % oder mehr stellt Chrom exzellente Effekt in Anbetracht des Erweichens beim Erwärmen, der Entkohlung, dem Abschrecken und der Korrosionsbeständigkeit zur Verfügung. Bei einem Mangananteil von mehr als 1,2 % wird eine Ausbildung von exzessiv großen Korngrenzkarbiden bei einer Verschlechterung der Festigkeit und einem Anstieg der Sprödigkeit hervorgerufen.
  • Molybdän (Mo) tritt mit einem Anteil von 0,1–0,5 % in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Ähnlich wie Chrom bildet Molybdän mikrostrukturelle Karbidablagerungen aus, um die Festigkeit und Schlagfähigkeit zu verbessern. Insbesondere verbessert die gleichmäßige Ausbildung von 1–5 nm TiMoC die Erwärmungsfestigkeit und garantiert eine thermische Widerstandsfähigkeit und hohe Festigkeit. Wenn mit einem Anteil von weniger als 0,1% verwendet, kann Molybdän keine Karbide ausbilden, wodurch keine ausreichende Festigkeit erreicht wird. Auf der anderen Seite ist ein Molybdänanteil, der 0,5% überschreitet unvorteilhaft in Anbetracht der Kosten, da die Karbidablagerungen und Festigkeitsverbesserungseffekte bereits gesättigt sind.
  • Nickel (Ni) tritt mit einem Anteil von 0,05–0,8 % in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Nickel ist ein Element, das die Korrosionsbeständigkeit des Stahles verbessert. Es spielt auch eine Rolle beim Verbessern der thermischen Widerstandsfähigkeit, der Kaltbrüchigkeit, der Härtbarkeit, der Abmessungsstabilität und Einstellbarkeit. Bei einem Nickelanteil von weniger als 0,05%, weist der Stahl eine schlechte Korrosionsbeständigkeit und eine schlechte Stabilität bei hohen Temperaturen auf. Auf der anderen Seite durchläuft der Stahl eine Rotbrüchigkeit, wenn der Nickelanteil 0,8% überschreitet.
  • Vanadium (V) tritt mit einem Anteil von 0,05–0,5% in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Vanadium verbessert die mikrostrukturelle Verfeinerung, die Erwärmungsfestigkeit, die Abmessungsstabilität, und die Einstellbarkeit, und erhöht die thermische Widerstandsfähigkeit und Festigkeit. Es bildet eine mikrostrukturelle Ablagerung von Vanadiumcarbid (VC) aus, um die Schlagzähigkeit zu erhöhen. Insbesondere begrenzt die mikrostrukturelle Ablagerung von VC die Wanderung von Korngrenzen. V wird beim Authentisieren aufgelöst, um eine feste Lösung auszubilden und wird beim Erwärmen abgelagert, um einen zweiten Härtungseffekt zu erzeugen. Bei einem Vanadiumanteil von weniger als 0,05% kann die Schlagzähigkeit nicht daran gehindert werden abzunehmen. Wenn Vanadium mit einem Anteil von mehr als 0,5% verwendet werden, kann der Stahl grobe Niederschläge und eine verringerte Festigkeit nach dem Abschrecken aufweisen.
  • Niob (Nb) tritt mit einem Anteil von 0,05–0,5 % in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Niob ruft eine mikrostrukturelle Verfeinerung hervor, härtet die Stahloberfläche durch Nitrisierung, und verbessert die Abmessungsstabilität. Die Ausbildung von NbC erhöht die Stahlfestigkeit und steuert die Verhältnisse beim Ausbilden anderer Karbide (beispielsweise CrC, VT, TiC, MoC). Mit einem Niobanteil von weniger als 0,05% kann die Festigkeit des Stahls abnehmen und eine ungleichmäßige Verteilung der Karbide aufweisen. Wenn der Niobanteil größer als 0,5% ist, kann die Ausbildung anderer Carbide begrenzt werden.
  • Titan (Ti) tritt mit einem Anteil von 0,05–0,3% in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Ähnliche wie Nb und Al, verhindert Titan oder begrenzt Titan die Kornkristallisierung und das Kornwachstum. Zusätzlich bildet Titan Nanocarbide, wie beispielsweise TiC, TiMoC, etc., aus und reagiert mit Stickstoff, um TiN auszubilden, welches das Körnchenwachstum begrenzt. Ferner bildet es TiB2 aus, welches die Bindung zwischen B und N, beeinflusst, wobei die konsequente Minimierung der durch BN-hervorgerufenen Abschreckeigenschaftsverschlechterung auftritt. Bei einem Titananteil von 0,05% werden andere Einschlüsse, wie beispielsweise Al2O3 ausgebildet, wodurch die Ermüdungswiderstandsfähigkeit abnimmt. Ein Titananteil, der 0,3% überschreitet, ruft eine Beeinflussung mit den Rollen der anderen Legierungselemente hervor und bewirkt einen Anstieg der Kosten.
  • Bor (B) tritt mit einem Anteil von 0,001–0,01% in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Bor verbessert die Zugfestigkeit und das Dehnverhalten, verhindert Korrosion, und erhöht eine Korrosionsfestigkeit und Stoßfestigkeit. Mit einem Boranteil von weniger als 0,001% weist der Stahl eine schlechte Festigkeit auf. Auf der anderen Seite ruft ein Boranteil mit mehr als 0,01 % eine Verringerung der Härte hervor, wodurch eine verringerte Stoßfestigkeit des Stahls zur Verfügung gestellt wird.
  • Wolfram (W) tritt mit einem Anteil von 0,01–0,52% in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Wolfram ist ein Element, welches Karbidablagerungen ausbildet, wodurch die Hochtemperaturbeständigkeit und Festigkeit verbessert wird, das strukturelle Wachstum begrenzt wird, und die Zunderbeständigkeit reduziert wird. Wenn der Anteil an Wolfram unter 0,01 % ist, kann ein gewünschter Grad an Hochtemperaturbeständigkeit nicht aufrechterhalten werden, während die Ausbildung der Karbide abnimmt. Wenn der Anteil an Wolfram über 0,52% ist, wird überschüssiges WC ausgebildet, was zu einer Abnahme der Festigkeit führt.
  • Kupfer (Cu) tritt mit einem Anteil von 0,3 % oder weniger (jedoch mehr als 0%) in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Kupfer ist ein Element, welches die Abschreckeigenschaften und die Festigkeit nach dem Erwärmen verbessert, und das die Korrosionsbeständigkeit des Stahles verbessert. Ein Kupferanteil ist auf 0,3% oder weniger beschränkt, da ein überschüssiger Betrag an Kupfer die Herstellungskosten erhöht.
  • Aluminium (Al) tritt mit einem Anteil von 0,3 % oder weniger (jedoch mehr als 0%) in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Aluminium bildet AlN mit Stickstoff aus, um die Verfeinerung von Austenit hervorzurufen und um die Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit zu verbessern. Insbesondere kann die Zugabe von Aluminium gemeinsam mit Nb, Ti, und Mo den Betrag an teuren Elementen umfassend Vanadium zur mikrostrukturellen Verfeinerung und Nickel zur Zähigkeitsverbesserung reduzieren. Jedoch ist der Anteil von Aluminium auf 0,3% oder weniger beschränkt, da ein überschüssiger Betrag an Aluminium den Stahl schwächt.
  • Stickstoff (N) tritt mit einem Anteil von 0,03 % oder weniger (mehr als 0%) in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Stickstoff bildet AlN und TiN mit Al bzw. Ti aus, was zu einer mikrostrukturellen Verfeinerung führt. Insbesondere steuert TiN einen großen Teil zu den Abschreckeigenschaften von Bor bei. Jedoch ist der Stickstoffanteil auf 0,03% oder weniger beschränkt, da ein überschüssiger Betrag an Stickstoff mit Bor zur Reaktion kommt, was zu einer Reduzierung der Abschreckeigenschaften führt.
  • Sauerstoff (O) tritt mit einem Anteil von 0,003 % oder weniger (jedoch mehr als 0%) in dem ultrahochfesten Stahl gemäß einer bestimmten Ausführungsform auf. Sauerstoff bindet Si oder Al um nicht metallische, auf Oxid basierende Einschlüsse auszubilden, was eine Abnahme der Ermüdungslebensdauereigenschaft herruft. Folglich ist ein geringer Betrag an Sauerstoff besser. In dieser Offenbarung ist ein Sauerstoffanteil von bis 0,003% zulässig.
  • Zusätzlich zu den vorgenannten Anteilen umfasst der ultrahochfeste Federstahl einen ausgeglichenen Betrag an Fe und unvermeidbaren Unreinheiten, um 100% zu erreichen.
  • Im Folgenden erfolgt eine detaillierte Beschreibung unter Bezugnahme auf Beispiele und Vergleichsbeispiele.
  • Federstähle der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurden bei Bedingungen für kommerziell verfügbaren Federstahl hergestellt. Kabeldrähte aus geschmolzenen Stählen, bei welchen Bestandteile mit verschiedenen Anteilen, wie in 1 gezeigt, verwendet wurden, wurden zu Stahldrähten durch aufeinanderfolgende Prozesse bei isothermischer Behandlung, dem Kabelziehen, der Abschrecktemperierung und dem Lötkühlen (engl.: solder queching) verarbeitet. Beispielsweise wurden die Walzdrähte bei 940 bis 960 °C für 3 bis 5 min gehalten, auf 640 bis 660 °C gekühlt und bei der Temperatur für 2 bis 4 min gehalten, gefolgt vom Kühlen auf 18 bis 22 °C für 0,5 bis 1,5 min. Die isothermische Behandlung wurde durchgeführt, um den darauffolgenden Drahtziehvorgang zu vereinfachen. Durch die Wärmebehandlung wurde Perlit in den Walzdrähten ausgebildet.
  • Nach der isothermischen Behandlung wurden die Walzdrähte verschiedenen Schritten des Drahtziehens ausgesetzt, um einen Solldurchmesser aufzuweisen. In der vorliegenden Veröffentlichung wurden Walzdrähte mit einem Durchmesser von 3,3 mm gezogen.
  • Die gezogenen Walzdrähte wurden erwärmt auf 940 bis 960 °C und bei dieser Temperatur für 3 bis 5 min gehalten, abgeschreckt auf 45 bis 55 °C, gefolgt vom Erwärmen für 0,5 bis 1,5 min. Anschließend wurden die Drähte erneut erwärmt auf 440 bis 460 °C und für 2 bis 4 min gehalten, und anschließend dem Lötabschrecken (engl.: solder quenching) ausgesetzt. Das Ausbilden von Martensit durch das Abschrecken und Erwärmen stellt die Festigkeit für die Walzdrähte zur Verfügung, während die Ausbildung des temperierten Martensites durch Lötabschrecken die Festigkeit und Zähigkeit erhöhte.
  • In den Textbeispielen erfolgte eine Prüfung der physikalischen Eigenschaften der Federstähle anhand von Beispielen und Vergleichsbeispielen.
  • Die Federstähle der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurden auf die Dehngrenze, Härte, Ermüdungsfestigkeit, Formbarkeit, Ermüdungslebensdauer, Anforderungen im Hinblick auf Einschlüsse, und Verbesserung im Hinblick auf den Karbonanteil und die Karbonaktivität getestet, und die Ergebnisse werden in 2 präsentiert.
  • In diesem Zusammenhang wurden die Dehngrenze und Zugfestigkeit verwendend ein 20-Tonnen Testgerät bei Mustern bei einem Durchmesser von 3,3mm gemäß KS B 0802 gemessen und die Härte wurde unter Verwendung eines Mirko-Vickers Härtetestgerätes bei 300 gf gemäß KS B 0811 gemessen. Die Ermüdungsfestigkeit und Ermüdungslebensdauer wurden durch Durchführen eines Rotationsbiegeermüdungstests bei Mustern gemäß KS B ISO 1143 durchgeführt. Die Formbarkeit wurde als normal ermittelt, falls keine Brüche auftraten, wenn 10,000 Ventilfedern mit einem Durchmesser/Drahtdurchmesser von 6,5 und einer Wicklungszahl von 8 hergestellt und geformt wurden.
  • Betreffend die Anforderungen an die Einschlüsse wurde jedes Muster parallel gewalzt und entlang der Mittellinie geschnitten. Maximale Größen der Einschlüsse von Typ B und C, die in einer Fläche von 60 mm2 der geschnittenen Oberfläche vorhanden waren, wurden mit einem Max. t-Verfahren gemessen. Die Messung erfolgte unter einem Mikroskop mit einer 400 bis 500-fachen Vergrößerung. Ein normaler Zustand wurde ermittelt, wenn der Stahl Einschlüsse mit einem Durchmesser von 10 bis 15 µm mit einem Anteil von 10 % oder weniger und mit einem Durchmesser von 10 µm oder weniger mit einem Anteil von 90% oder mehr aufwies, wobei keine Einschlüsse mit einem Durchmesser über 15 µm vorhanden waren. Die Einschlüsse vom Typ B sind normalerweise Körncheneinschlüsse, die diskontinuierlich in einer Gruppe entlang einer Verarbeitungsrichtung aufgereiht sind und können beispielsweise Aluminium(Al2O3)-Einschlüsse darstellen. Die Einschlüsse vom Typ C sind Einschlüsse, die Durch unregelmäßige Verteilung ohne viskose Deformation ausgebildet werden und können beispielsweise Silizium (SiO2) Einschlüsse sein.
  • Die Verbesserung bei Karbonanteil und Karbonaktivität wurde unter Verwendung der Software ThermoCalc basierend auf einer thermodynamischen DB berechnet. Insbesondere wurde der Karbonanteil durch Zuordnen von Elementverteilungen unter Verwendung SEM-EDX gemessen.
  • Wie aus den Daten aus 2 hervorgeht, konnte der bekannte Stahl ohne Mo, Ni, V, Nb, Ti, B, und W keine Anforderung der vorliegenden Offenbarung in Bezug auf Dehngrenze, Zugfestigkeit, Härte, Ermüdungsfestigkeit, Formbarkeit und Ermüdungslebensdauer erfüllen, obwohl er die Anforderung in Bezug auf Einschlüsse erfüllt.
  • Die Stähle der Vergleichsbeispiele 1 bis 14 unterscheiden sich im Hinblick auf die Anteile von denen gemäß der vorliegenden Offenbarung und erfüllten keine der Anforderungen der vorliegenden Offenbarung, obwohl sie teilweise die Dehngrenze, Zugfestigkeit, Härte, Ermüdungsfestigkeit, Formbarkeit und Ermüdungslebensdauer im Vergleich zum bekannten Stahl verbesserten.
  • Das nicht Erreichen der ausreichenden Dehngrenze, insbesondere bei dem Stahl von Vergleichsbeispiel 1, der einen geringeren Betrag an Mo aufweist, stellte keine Verbesserung der Härte im Vergleich zu dem bekannten Stahl dar, und verringerte stattdessen die Ermüdungsfestigkeit und Ermüdungslebensdauer.
  • Ein größerer Anteil Vanadium wurde im Vergleichsbeispiel 6 und ein geringerer Anteil Bor im Vergleichsbeispiel 11 im Vergleich zu den Anteilen verwendet, die in der vorliegenden Offenbarung festgelegt wurden. Diese Stähle weisen nicht die Anforderungen im Hinblick auf Einschlüsse auf, da ihre Einschlüsse grobkörnig waren.
  • Im Vergleichsbeispiel 9 war der Ti-Anteil gering. Da die Ausbildung anderer Einschlüsse, wie beispielsweise Al2O3 begünstigt wurde, wies der Stahl eine verschlechterte Ermüdungswiderstandsfestigkeit auf und folglich waren die Ermüdungsfestigkeit und die Ermüdungslebensdauer verringert im Vergleich zu dem bekannten Stahl.
  • Im Vergleich wiesen die Stähle der Beispiele 1 bis 3 die Anteile mit den Beträgen, die in der vorliegenden Offenbarung festgelegt wurden, auf und stellten alle eine Dehngrenze mit 2500 MPa oder höher eine Zugfestigkeit mit 3000 MPa oder höher und eine Härte von 760 HV oder höher zur Verfügung. Zusätzlich wurde bei allen von ihnen gemessen, dass sie eine Ermüdungsfestigkeit von 1200 MPa oder mehr aufwiesen und sie erfüllten den Test im Hinblick auf Formbarkeit und die Anforderungen in Bezug auf Einschlüsse. Die Ermüdungslebensdauer bei über 500.000 Zyklen wurde in den Stählen gemessen und im Vergleich zu dem bekannten Stahl wurde der Karbonanteil der Stähle um 7% oder mehr und die Karbonaktivität um 3% oder mehr verbessert.
  • 3 stellt einen Graph dar, der die Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahles gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung über der Temperatur aufzeigt und 4 ist ein Graph, der die Phasenumwandlung eines ultrahochfesten Federstahles gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung zu Zementit über einen Temperaturverlauf darstellt.
  • In 3. wird die Phasenumwandlung eines Stahls mit einer Legierungszusammensetzung von Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W über einen Temperaturverlauf gezeigt. Mit der Legierungszusammensetzung der vorliegenden Offenbarung, wie in 3 gezeigt, weist der Stahl verschiedene Mikroeinschlüsse auf, wie beispielsweise CrC und VC und Ti-reiche oder Zr-reiche Karbide, die während der Festigung ausgebildet wurden, wodurch die Festigkeit und die Ermüdungslebensdauer verbessert werden.
  • In 4 wird die Phasenumwandlung eines Stahls mit einer Legierungszusammensetzung von Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W im Zementit über einen Temperaturverlauf gezeigt. Aus den Daten von 4 geht hervor, dass das komplexe Verhalten der Elemente der achten Gruppe im Zementit auftritt, wodurch die gleichmäßige Verteilung der Mikrokarbide vorgesagt wird.
  • Wie bisher beschrieben, weist der ultrahochfeste Federstahl der vorliegenden Erfindung eine hohe Zugfestigkeit von 3000 MPa durch Optimieren von Anteilen der Hauptlegierungsbestandteile und eine Ermüdungsfestigkeit von 1200 MPa durch Verfeinerung der Einschlüsse auf.
  • Obwohl die beispielhaften Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung zum Zwecke der Darstellung offenbart wurden, erkennt der Fachmann, das verschiedene Modifikationen, Hinzufügungen und Substitutionen möglich sind, ohne von dem Schutzumfang der Erfindung, so wie er in den beigefügten Ansprüchen offenbart wird, abzuweichen.
  • 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 Nicht-Patentliteratur
    • ISO 1143 [0045]

Claims (7)

  1. Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder in einem Fahrzeug, umfassend: 0,5–0,7 Gewichts-% Kohlenstoff (C), 1,3–2,3 % Gewichts-% Silizium (Si), 0,6–1,2 Gewichts-% Mangan (Mn), 0,6–1,2 Gewichts-% Chrom (Cr), 0,1–0,5 Gewichts-% Molybdän (Mo), 0,05–0,8 % Gewichts-% Nickel (Ni), 0,05–0,5 Gewichts-% Vanadium (V), 0,05–0,5 % Gewichts-% Niob (Nb), 0,05–0,3 % Gewichts-% Titan (Ti), 0,001–0,01% Gewichts-% Bohr (B), 0,01–0,52% Gewichts-% Wolfram (W), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Gewichts-% Kupfer (Cu), 0,3 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Aluminium (Al), 0,03 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Stickstoff (N), 0,003 Gewichts-% oder weniger (jedoch mehr als 0 %) Sauerstoff (O), einen Rest Eisen (Fe) und unvermeidbarere Unreinheiten, basierend auf 100 Gewichts-% des ultrahochfesten Federstahls.
  2. Ultrahochfester Federstahl nach Anspruch 1, bei dem der ultrahochfeste Federstahl eine Zugfestigkeit von 3000 MPa oder mehr aufweist.
  3. Ultrahochfester Federstahl nach Anspruch 1 oder 2, bei dem der ultrahochfeste Federstahl eine Ermüdungsfestigkeit von 1200 MPa oder mehr aufweist.
  4. Ultrahochfester Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der ultrahochfeste Federstahl eine Dehngrenze von 2500 MPa oder mehr aufweist.
  5. Ultrahochfester Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der ultrahochfeste Federstahl eine Härte von 760 HV oder höher aufweist.
  6. Ultrahochfester Federstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der ultrahochfeste Federstahl Einschlüsse mit einem Durchmesser von 15 µm oder weniger aufweist.
  7. Ultrahochfester Federstahl nach Anspruch 6, bei dem die Einschlüsse mit einem Durchmesser von 10 bis 15 µm mit einem Anteil von 10 % oder weniger und mit einem Durchmesser von 10 µm oder weniger mit einem Anteil von 90 % oder mehr auftreten.
DE102016208400.3A 2015-12-07 2016-05-17 Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder Pending DE102016208400A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2015-0173244 2015-12-07
KR1020150173244A KR101745196B1 (ko) 2015-12-07 2015-12-07 초고강도 스프링강

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102016208400A1 true DE102016208400A1 (de) 2017-06-08

Family

ID=58722551

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102016208400.3A Pending DE102016208400A1 (de) 2015-12-07 2016-05-17 Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10689736B2 (de)
KR (1) KR101745196B1 (de)
CN (1) CN106834907B (de)
DE (1) DE102016208400A1 (de)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110760748B (zh) * 2018-07-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 一种疲劳寿命优良的弹簧钢及其制造方法
CN114410896B (zh) * 2022-01-27 2022-10-21 北京科技大学 超高强中碳弹簧钢和热处理工艺及高速列车转向架弹簧

Family Cites Families (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5827956A (ja) 1981-08-11 1983-02-18 Aichi Steel Works Ltd 耐へたり性の優れたばね用鋼
SU1184867A1 (ru) 1984-04-26 1985-10-15 Anatolij G Glazistov Сталь
JPH05148581A (ja) 1991-11-28 1993-06-15 Kobe Steel Ltd 高強度ばね用鋼および高強度ばねの製造方法
JPH05214489A (ja) 1992-02-04 1993-08-24 Nippon Steel Corp バネ限界値と形状凍結性に優れたバネ用薄板およびその製造方法
US5776267A (en) * 1995-10-27 1998-07-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Spring steel with excellent resistance to hydrogen embrittlement and fatigue
JP3474373B2 (ja) 1995-10-27 2003-12-08 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆性および疲労特性に優れたばね鋼
AU736258B2 (en) 1998-06-23 2001-07-26 Sumitomo Metal Industries Ltd. Steel wire rod and process for producing steel for steel wire rod
JP3246733B2 (ja) 1999-10-29 2002-01-15 三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社 高強度ばね用鋼
JP3601388B2 (ja) 1999-12-17 2004-12-15 住友金属工業株式会社 鋼線材及び鋼線材用鋼の製造方法
US7789974B2 (en) 2000-12-20 2010-09-07 Nippon Steel Corporation High-strength spring steel wire
JP2003105485A (ja) 2001-09-26 2003-04-09 Nippon Steel Corp 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2006028599A (ja) 2004-07-16 2006-02-02 Jfe Steel Kk 機械構造用部品
WO2006059784A1 (ja) 2004-11-30 2006-06-08 Nippon Steel Corporation 高強度ばね用鋼および鋼線
JP4555768B2 (ja) 2004-11-30 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼線
JP4476846B2 (ja) * 2005-03-03 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
FR2894987B1 (fr) 2005-12-15 2008-03-14 Ascometal Sa Acier a ressorts, et procede de fabrication d'un ressort utilisant cet acier, et ressort realise en un tel acier
JP4393467B2 (ja) 2006-02-28 2010-01-06 株式会社神戸製鋼所 強伸線加工用の熱間圧延線材およびその製造方法
JP5200540B2 (ja) 2006-03-31 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 高強度ばね用熱処理鋼
US20090205753A1 (en) 2006-03-31 2009-08-20 Masayuki Hashimura High strength spring-use heat treated steel
EP2058411B1 (de) 2006-11-09 2014-02-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Wärmebehandelter stahldraht für hochfeste feder
US20100028196A1 (en) 2006-11-09 2010-02-04 Masayuki Hashimura High Strength Spring Steel and High Strength Heat Treated Steel Wire for Spring
KR100985357B1 (ko) 2007-06-19 2010-10-04 주식회사 포스코 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링, 상기 스프링용강선재와 강선 및 상기 강선과 스프링의 제조방법
JP5121360B2 (ja) 2007-09-10 2013-01-16 株式会社神戸製鋼所 耐脱炭性および伸線加工性に優れたばね用鋼線材およびその製造方法
KR20090071163A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고강도 스프링강 선재 및 그 제조 방법
JP5047871B2 (ja) * 2008-04-23 2012-10-10 新日本製鐵株式会社 伸線加工性と耐疲労特性に優れた鋼線材
KR20100004352A (ko) 2008-07-03 2010-01-13 현대자동차주식회사 스프링강
KR100999676B1 (ko) 2008-08-11 2010-12-08 현대자동차주식회사 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 및 그의제조방법
KR20100077250A (ko) 2008-12-29 2010-07-08 (주)화승스틸 고강도 스프링강 및 스프링강선
KR20100103243A (ko) 2009-03-13 2010-09-27 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
DE102009028672A1 (de) 2009-08-20 2011-02-24 Zf Friedrichshafen Ag Mehrstufengetriebe
KR20110075318A (ko) 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법
BR112013004944A2 (pt) 2010-08-30 2016-08-16 Kobe Steel Ltd vergalhão de arame de aço para mola de alta resistência excelente na capacidade de trefilação do arame, método de fabricação para ele e mola de alta resistência
KR101401625B1 (ko) 2010-10-07 2014-06-02 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내피로성이 우수한 석출 경화형 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강선 및 그 제조 방법
JP2015120940A (ja) 2012-03-05 2015-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね鋼
CN102586692A (zh) 2012-04-01 2012-07-18 方大特钢科技股份有限公司 钇复合处理弹簧扁钢
JP5937973B2 (ja) 2013-01-15 2016-06-22 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね
KR101719946B1 (ko) 2013-04-24 2017-03-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 저산소 청정 강 및 저산소 청정 강 제품
US10202665B2 (en) * 2014-04-23 2019-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Spring steel and method for producing the same
KR101776490B1 (ko) 2016-04-15 2017-09-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ISO 1143

Also Published As

Publication number Publication date
CN106834907A (zh) 2017-06-13
US10689736B2 (en) 2020-06-23
CN106834907B (zh) 2020-11-13
KR101745196B1 (ko) 2017-06-09
US20170159161A1 (en) 2017-06-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2446064B1 (de) Verfahren zum herstellen eines warmpressgehärteten bauteils und verwendung eines stahlprodukts für die herstellung eines warmpressgehärteten bauteils
EP2553133B1 (de) Stahl, stahlflachprodukt, stahlbauteil und verfahren zur herstellung eines stahlbauteils
EP2111475B1 (de) Bauteile aus ultrahochkohlenstoffhaltigen stählen mit reduzierter dichte und hoher zunderbeständigkeit
JP5871085B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼
DE102016117508B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
DE102016107787A1 (de) Ultrahochfester Federstahl
KR101745192B1 (ko) 초고강도 스프링강
DE102016223011A1 (de) Hochfester federstahl mit ausgezeichneter korrosionsbeständigkeit
EP2414552B1 (de) Kugelzapfen aus bainitischen stählen für pkw und leichte lkw
EP3430180B1 (de) Verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlbauteils
DE102016208400A1 (de) Ultrahochfester Federstahl für eine Ventilfeder
WO2018050637A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltbandes und/oder eines flexibel gewalzten stahlflachprodukts aus einem hochfesten manganhaltigen stahl und stahlflachprodukt hiernach
DE102016115618A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband
JP2018512509A (ja) 高強度特性を有するベイナイト系構造を有する部品および製造方法
KR101795278B1 (ko) 초고강도 스프링강
CN114787409B (zh) 具有优异的抗氢脆性的用于高强度冷镦品质钢的线材及其制造方法
DE102008052885A1 (de) Einsatzstahl
EP3469108A1 (de) Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl
EP3749469B1 (de) Verfahren zur herstellung eines bauteils durch warmumformen eines vorproduktes aus manganhaltigem stahl und ein warmumgeformtes stahlbauteil
DE102016223006A1 (de) Federstahl mit ausgezeichneter korrosionsbeständigkeit
EP3122910A2 (de) Bauteile aus einer stahllegierung und verfahren zur herstellung hochfester bauteile
KR102492644B1 (ko) 지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법
CN107641771A (zh) 耐延迟断裂特性优异的线材及其制造方法
WO2017157793A1 (de) Federnde bauteile aus einer stahllegierung und herstellungsverfahren
DE1608132B2 (de) Verwendung eines nichtaustemti sehen Stahles zur Herstellung von Bau teilen fur den Fahrzeug und Maschinen bau

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication