DE102019114268A1 - Verfahren zum Herstellen einer Kraftstoffeinspritzkomponente - Google Patents

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Kazuyoshi Kimura
Takahiro Miyazaki
Keisuke Inoue
Toshimasa Ito
Koji Morita
Tomomitsu FUKUOKA
Tadashi Nishiwaki
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Abstract

Ein Werkstück für eine Kraftstoffeinspritzkomponente ist aus einem Stahl mit Zusammensetzungen, in Massen-%, von C: 0,08 bis 0,16 %, Si: 0,10 bis 0,30 %, Mn: 1,00 bis 2,00 %, S: 0,005 bis 0,030 %, Cu: 0,01 bis 0,30 %, Ni: 0,40 bis 1,50 %, Cr: 0,50 bis 1,50 %, Mo: 0,30 bis 0,70 %, V: 0,10 bis 0,40 %, s-Al: 0,001 bis 0,100 % und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Restkomponenten hergestellt. Nach dem Erwärmen des Werkstücks auf eine Temperatur von 950 °C oder mehr und 1350 °C oder weniger wird das Werkstück einem Warmschmieden unterzogen und danach mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 °C/Sek. oder mehr in einem Temperaturbereich von 800 °C auf 500 °C und mit der durchschnittlichen Kühlrate von 0,02°C/Sek. oder mehr und 10°C/Sek. oder weniger in dem nachfolgenden Temperaturbereich von 500 °C auf 300 °C abgekühlt, um einen Flächenanteil einer Bainitstruktur nach dem Warmschmieden auf 85 % oder mehr einzustellen.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Offenbarung betrifft ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftstoffeinspritzkomponente mit hoher Innendruck-Dauerfestigkeit.
  • Hintergrund
  • Herkömmlich wurden wärmebehandelte Stähle, die nach einer Warmbearbeitung, wie Warmumformung, abgeschreckt und angelassen bzw. vergütet werden (thermische Verfeinerungsbearbeitung), für Automobilkomponenten, mechanische Strukturbauteile und dergleichen verwendet, die eine Festigkeit und Zähigkeit bzw. Härte erfordern.
  • Obwohl die wärmebehandelten Stähle eine ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit aufweisen, besteht die Sorge, dass die Wärmebehandlungskosten für die Abschreck- und Anlassbehandlung (thermische Verfeinerungsbehandlung) nach der Warmbearbeitung bzw. Warmumformung bei der Herstellung von Komponenten hoch sind. Darüber hinaus ist beim wärmebehandelten Stahl ein Wärmebehandlungsverzug einhergehend mit einer martensitischen Umwandlung groß, und der Bearbeitungsbetrag für eine Formkorrektur und Maßkorrektur nach der Wärmebehandlung nimmt zu, was zu einer Verschlechterung der Produktion bzw. des Ertrags führt. Da die Bearbeitung unter einem harten Martensitzustand durchgeführt wird, ergeben sich zudem Bedenken, dass die Bearbeitbarkeit (Verarbeitbarkeit) gering ist, eine für die Herstellung der Komponente erforderliche Zeit lang ist und die Kosten hoch sind.
  • Aus diesem Grund wird der nicht wärmebehandelte Stahl, der eine erforderliche Härte entwickelt, während dieser in einem warm bearbeiteten Zustand gehalten wird, und der auch ohne die Abschreck- und Anlassbehandlung nach der Warmbearbeitung bzw. Warmverformung eine gewünschte Festigkeit erhalten kann, weitverbreitet als ein wärmebehandeltes Stahlersatzmaterial auf mechanische Bauteile und dergleichen als ein Material angewendet, das eine Kostenreduktion erreichen kann.
  • So wurde beispielsweise auch bei Kraftstoffeinspritzkomponenten, wie einem Common-Rail, das in einem Kraftstoffeinspritzsystem zum direkten Einspritzen eines Hochdruckkraftstoffs in eine Kraftstoffkammer jedes Zylinders verwendet wird und auf das wiederholt ein hoher Innendruck angewendet wird, ein nicht wärmebehandelter Stahl vom Ferrit-Perlit-Typ, wie in der JP 5778055 B gezeigt, verwendet.
  • Ein Common-Rail aus einem nicht wärmebehandelten Stahl vom Ferrit-Perlit-Typ konnte jedoch einen Kraftstoffdruck (Common-Rail-Druck) von bis zu 250 MPa aushalten, aber es besteht die Sorge, dass es schwierig ist, eine hohe Festigkeit (Zugfestigkeit und Streckgrenze) zu entwickeln, die einer Kraftstoffdruck-Klasse von 270 bis 300 MPa entspricht, der in Zukunft zum Standard werden wird. Es besteht auch die Gefahr eines Sprödbruchs, der auftritt, wenn ein Betriebsmaximaldruck oder ein ungewöhnlicher hoher Druck aufgebracht wird.
  • Andererseits gibt es für den nicht wärmebehandelten Stahl einen nicht wärmebehandelten Bainitstahl, der eine Bainitstruktur aufweist, da dieser warmverformt wird. Obwohl der nicht wärmebehandelte Bainitstahl eine höhere Festigkeit aufweisen kann als der nicht wärmebehandelte Ferrit-Perlit-Stahl, ist die Zähigkeit immer noch unzureichend, und eine Verbesserung der Innendruckermüdungseigenschaften ist für die Anwendung auf die Kraftstoffeinspritzkomponente erforderlich, auf welche der Kraftstoffdruck über 250 MPa angewendet wird.
  • Die JP 2012-246527 A offenbart eine Technologie für „eine Stahlkomponente für eine mechanische Struktur mit hoher Dauerfestigkeit und hoher Zähigkeit“, bei welcher ein Flächenverhältnis der Bainitstruktur auf 95 % oder mehr und eine Breite eines Lattenbainits auf 5 µm oder weniger eingestellt ist, indem eine Kühlrate ausgehend von einer Warmumformendtemperatur auf 300 °C gesteuert wird. Es ist anzumerken, dass sich die in der JP 2012-246527 A beschriebene Technologie von der vorliegenden Offenbarung in einem Temperaturbereich und einem Kühlratenbereich zur Steuerung einer Kühlrate unterscheidet. Darüber hinaus wird Ni nicht zu einer Legierungszusammensetzung hinzugefügt, und eine spezifische Maßnahme zur Erhöhung der Zähigkeit und Dauerfestigkeit unterscheidet sich von dieser bei der vorliegenden Offenbarung.
  • Kurzfassung
  • Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Offenbarung, ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftstoffeinspritzkomponente mit einer höheren Innendruck-Dauerfestigkeit bereitzustellen.
  • Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Offenbarung dient ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftstoffeinspritzkomponente durch Bearbeiten eines Werkstücks in eine vorbestimmte Gestalt. Das Werkstück ist aus einem Stahl mit Zusammensetzungen, in Massen-%, von C: 0,08 bis 0,16 %, Si: 0,10 bis 0,30 %, Mn: 1,00 bis 2,00 %, S: 0,005 bis 0,030 %, Cu: 0,01 bis 0,30 %, Ni: 0,40 bis 1,50 %, Cr: 0,50 bis 1,50 %, Mo: 0,30 bis 0,70 %, V: 0,10 bis 0,40 %, s-Al: 0,001 bis 0,100 % und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Restkomponenten hergestellt. Das Verfahren weist ein Warmumformen bzw. Warmschmieden des Werkstücks nach dem Erwärmen des Werkstücks auf eine Temperatur von 950 °C oder mehr und 1350 °C oder weniger auf. Das Verfahren weist ferner ein erstes Abkühlen des Werkstücks nach dem Warmschmieden mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 °C/Sek. oder mehr in einem Temperaturbereich von 800 °C auf 500 °C auf. Das Verfahren weist ferner ein zweites Abkühlen des Werkstücks nach dem ersten Abkühlen mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,02°C/Sek. oder mehr und 10°C/Sek. oder weniger in einem nachfolgenden Temperaturbereich von 500 °C auf 300 °C auf, um ein Flächenverhältnis bzw. einen Flächenanteil einer Bainitstruktur nach dem Warmschmieden auf 85 % oder mehr einzustellen. Die vorstehend beschriebene Heiz- bzw. Erwärmungstemperatur stellt eine Temperatur auf der Oberfläche des Werkstücks dar. Die durchschnittliche Kühlrate stellt eine durchschnittliche Kühlrate auf der Oberfläche des Werkstücks dar.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Offenbarung enthält der Stahl ferner ein oder zwei Elemente aus Ti:≤0,100% und Nb:≤0,100% in Massen-%.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Offenbarung beträgt ein maximaler Durchmesser √areamax von nichtmetallischen Einschlüssen, der durch ein statistisches Extremwertverfahren bei dem Werkstück nach dem Warmschmieden abgeschätzt wird, 300 µm oder weniger. Die nichtmetallischen Einschlüsse stellen Einschlüsse dar, die in Stahl vorliegen und einem Sulfid mit MnS als eine Hauptkomponente, einem Oxizid mit Al2O2 als eine Hauptkomponente und/oder einem Nitrid mit TiN als eine Hauptkomponente entsprechen.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Offenbarung umfasst das Verfahren ferner das Durchführen einer Vergütungsbehandlung nach dem Warmschmieden in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 700 °C.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Offenbarung umfasst das Verfahren ferner das Durchführen eines Autofrettage-Prozesses an dem Werkstück, bei dem ein Kraftstoffströmungskanal ausgebildet ist.
  • Wie vorstehend beschrieben ist, erhöht die vorliegende Offenbarung die Zähigkeit durch Minimieren des in der Bainitstruktur ausgefällten Zementits unter Verwendung eines Stahlwerkstoffs (Werkstück) mit hohem Ni-Gehalt und niedrigem C-Gehalt und Steuerung der durchschnittlichen Kühlrate nach dem Warmschmieden, wodurch die Innendruck-Dauerfestigkeit der zu fertigenden Einspritzkomponente erhöht wird.
  • In dem nicht wärmebehandelten Bainitstahl ist die Ni-Zugabe insbesondere wirkungsvoll, um den Widerstand, das heißt, den Bruchzähigkeitswert, gegen die Rissausbreitung in Gegenwart eines Risses zu erhöhen, wenn eine Kraft von außen aufgebracht wird. Aus diesem Grund weist Ni gemäß der vorliegenden Offenbarung einen hohen Gehalt von 0,40 % oder mehr auf.
  • Darüber hinaus wird gemäß der vorliegenden Offenbarung eine durchschnittliche Kühlrate nach dem Warmschmieden, insbesondere die durchschnittliche Kühlrate in einem Temperaturbereich von 500 °C bis 300 °C, auf 0,02°C/Sek. oder mehr und 10°C/Sek. oder weniger zusammen mit der Reduktion von C gesteuert. Folglich wird die Zähigkeit durch Minimierung von Zementit, der in dem Kühlprozess nach dem Warmschmieden erzeugt wird und einem Ausgangspunkt für eine Rissbildung entsprechen kann, erhöht.
  • Gemäß der vorliegenden Offenbarung entspricht die Struktur nach dem Warmschmieden im Wesentlichen einer einphasigen Bainitstruktur. Genauer gesagt, das Flächenverhältnis der Bainitstruktur ist auf 85 % oder mehr eingestellt. Dies liegt daran, da beim Mischen der Ferritstruktur in die Struktur nicht nur die Vergütungshärteeigenschaften verringert werden, sondern auch das Tragfähigkeitsverhältnis und das Haltbarkeitsverhältnis gesenkt werden, wodurch die Sorge entsteht, dass die Dauerfestigkeit verringert wird. Aus diesem Grund wird gemäß der vorliegenden Offenbarung die durchschnittliche Kühlrate in dem Temperaturbereich von 800 °C bis 500 °C auf 0,1°C/Sekunde oder mehr gesteuert.
  • Gemäß der vorliegenden Offenbarung können bei Bedarf eine oder zwei Arten von Ti und Nb in einem vorbestimmten Gehalt enthalten sein.
  • Gemäß der vorliegenden Offenbarung ist es vorzuziehen, dass der maximale Durchmesser √areamax der nichtmetallischen Einschlüsse, der durch ein statistisches Extremwertverfahren bei dem Werkstück, das einer Warmumformung unterzogen wurde, abgeschätzt wird, auf 300 µm oder weniger eingestellt ist. Die Innendruck-Dauerfestigkeit der Kraftstoffeinspritzkomponente kann durch eine Reduktion der Erzeugung von groben nichtmetallischen Einschlüssen, die dem Ausgangspunkt einer Rissbildung entsprechen können, weiter verbessert werden.
  • Darüber hinaus kann gemäß der vorliegenden Offenbarung, nachdem die zum Warmschmieden gehaltene Struktur im Wesentlichen in eine einphasige Bainitstruktur gebracht wird, die Härte durch eine anschließende Vergütungsbehandlung erhöht werden, um eine hohe Festigkeit zu erreichen. Um zu dieser Zeit Mo-Karbid, V-Karbid oder dergleichen, die in Stahl ausgefällt sind, zu miniaturisieren, ist es vorzuziehen, eine Vergütungsbehandlung in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 700 °C durchzuführen.
  • Als eine Maßnahme zum Erhöhen der Innendruck-Dauerfestigkeit der Kraftstoffeinspritzkomponente, wie eines Common-Rail, ist ein Autofrettage-Prozess bekannt, bei dem ein Innendruck auf einen Kraftstoffströmungskanal innerhalb der Kraftstoffeinspritzkomponente aufgebracht wird, um eine Eigenspannung aufzubringen. Auch bei dem Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Offenbarung kann die Innendruck-Dauerfestigkeit weiter erhöht werden, indem das Werkstück, in dem der Kraftstoffströmungskanal zum Zirkulieren oder Speichern des Hochdruckkraftstoffs definiert ist, dem Autofrettage-Prozess unterzogen wird.
  • Als nächstes werden die Gründe für die Begrenzung jeder chemischen Komponente und die Produktionsbedingungen bei der vorliegenden Offenbarung nachstehend ausführlich beschrieben.
  • C: 0,08 bis 0,16 %
  • C ist ein Element, das zur Sicherung der Festigkeit notwendig ist, und Karbide von Mo und V werden durch die Vergütungshärtebehandlung, um die Festigkeit von Stahl zu erhöhen, ausgefällt. Für die Wirkung von C ist C von 0,08 % oder mehr erforderlich, und falls C weniger als 0,08 % beträgt, kann die erforderliche Härte und Festigkeit nicht sichergestellt werden. Überschreitet der Gehalt an C hingegen 0,16 %, nimmt der Betrag an Zementit zu und die Zähigkeit verschlechtert sich, so dass eine Obergrenze des C-Gehalts auf 0,16 % eingestellt ist.
  • Si: 0,10 bis 0,30 %
  • Si wird als ein Desoxidationsmittel während des Schmelzens von Stahl zugesetzt, und um die Festigkeit zu verbessern. Für die Wirkung von Si besteht die Notwendigkeit, Si von 0,10 % oder mehr zu enthalten. Da hingegen Si mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,30 % eine Abnahme der Dauerfestigkeit bewirkt, ist eine Obergrenze des Si-Gehalts auf 0,30 % eingestellt.
  • Mn: 1,00 bis 2,00 %
  • Es ist notwendig, Mn von 1,00 % oder mehr zu enthalten, um die Härtbarkeit sicherzustellen (Bainitstruktur sicherstellen), die Festigkeit zu verbessern und die Bearbeitbarkeit zu verbessern (MnS-Kristallisation). Da jedoch Mn mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 2,00 % eine Martensitbildung verursacht, ist eine Obergrenze des Mn-Gehalts auf 2,00 % eingestellt.
  • S: 0,005 bis 0,030 %
  • S muss in einer Menge von 0,005 % oder mehr enthalten sein, um die Bearbeitbarkeit sicherzustellen. Da jedoch S mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,030 % eine Verschlechterung der Produktivität verursacht, ist eine Obergrenze des S-Gehalts auf 0,030 % eingestellt.
  • Cu: 0,01 bis 0,30 %
  • Cu ist enthalten, um die Härtbarkeit sicherzustellen (Bainitstruktur sicherstellen) und die Festigkeit zu verbessern. Für die Wirkung von Cu ist es notwendig, Cu von 0,01 % oder mehr zu enthalten. Da Cu mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,30 % jedoch eine Kostenzunahme und eine Verschlechterung der Produktivität verursacht, ist eine Obergrenze des Cu-Gehalts auf 0,30 % eingestellt.
  • Ni: 0,40 bis 1,50 %
  • Ni ist eine unverzichtbare Komponente bei der vorliegenden Offenbarung zum Zwecke der Sicherstellung der Zähigkeit (Bruchzähigkeit), und Ni ist für die Wirkung von Ni mit 0,40 % oder mehr enthalten. Da jedoch Ni mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 1,50 % eine Kostenzunahme verursacht, ist eine Obergrenze des Ni-Gehalts auf 1,50 % eingestellt.
  • Cr: 0,50 bis 1,50 %
  • Cr ist enthalten, um die Härtbarkeit sicherzustellen (Bainitstruktur sicherstellen) und die Festigkeit zu verbessern. Für die Funktion von Cr ist es notwendig, Cr von 0,50 % oder mehr zu enthalten. Da jedoch Ni mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 1,50 % eine Kostenzunahme verursacht, ist eine Obergrenze des Ni-Gehalts auf 1,50 % eingestellt.
  • Mo: 0,30 bis 0,70 %
  • Mo ist enthalten, da Mo-Karbid durch eine Vergütungshärtebehandlung, um eine hohe Festigkeit zu erhalten, ausgefällt wird. Mo ist für die Funktion von Mo mit 0,30 % oder mehr enthalten. Da jedoch Mo mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,70 % eine Kostenzunahme verursacht, ist eine Obergrenze des Mo-Gehalts auf 0,70 % eingestellt.
  • V: 0,10 bis 0,40 %
  • Wie bei Mo bewirkt V, dass V-Karbid durch eine Vergütungshärtebehandlung, um die Festigkeit von Stahl zu erhöhen, ausgefällt wird. Aufgrund der Wirkung von V ist es notwendig, V mit 0,10 % oder mehr zu enthalten. Da jedoch V mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,40 % eine Kostenzunahme verursacht, ist eine Obergrenze des V-Gehalts auf 0,40 % eingestellt.
  • s-Al: 0,001 bis 0,100 %
  • Das s-Al wird zur Desoxidation während der Auflösung verwendet und ist mit zumindest 0,001 % oder mehr enthalten. Darüber hinaus führt der Effekt der Kornverfeinerung durch die Ausfällung von AlN zu einer Verbesserung der Zähigkeit. Da jedoch die übermäßige Ausfällung von AlN zur Verschlechterung der Bearbeitbarkeit führt, ist eine Obergrenze des s-Al-Gehalts auf 0,100 % eingestellt.
  • s-Al stellt säurelösliches Aluminium dar und wird nach einem in Anlage 15 zu JIS G 1257 (1994) offenbarten Verfahren quantifiziert. Der Inhalt von JIS G 1257 (1994) wird hierin durch Inbezugnahme mit aufgenommen.
  • Schmiedeheiztemperatur: 950 bis 1350 °C
  • Um eine einphasige Bainitstruktur zu erhalten, ist es notwendig, das Werkstück beim Warmschmieden auf 950 °C oder mehr zu erwärmen. Dies liegt daran, da Ferrit in der Struktur nach dem Schmieden einfach erzeugt wird, wenn die Schmiedeheiztemperatur unter 950 °C liegt. In Anbetracht der Tatsache, dass ein übermäßiges Erwärmen eine Beschädigung an einem Wärmebehandlungsofen und einen Anstieg der Energiekosten verursacht, ist die Schmiedeheiztemperatur jedoch auf 1350 °C oder weniger eingestellt.
  • Durchschnittliche Kühlrate von 800 °C auf 500 °C: 0,1°C/Sek. oder höher
  • Um zu vermeiden, dass beim Abkühlen nach dem Warmschmieden eine Ferrit-Perlit-Umwandlung stattfindet, ist die durchschnittliche Kühlrate von 800 °C auf 500 °C auf 0,1 °C/Sek. oder mehr einzustellen. Die durchschnittliche Kühlrate wird vorzugsweise auf 0,2°C/Sek. oder mehr eingestellt.
  • Andererseits ist eine Obergrenze der durchschnittlichen Kühlrate nicht besonders beschränkt, aber unter Berücksichtigung der Anlagenkapazität und der Kontinuität mit anschließender Kühlung von 500 °C oder weniger ist es vorzuziehen, eine Kühlung von 10°C/Sekunde oder weniger durchzuführen.
  • Durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C: 0,02 bis 10°C/Sek.
  • Falls die durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C übermäßig langsam ist, fällt grober Zementit in der Bainitstruktur aus und die Zähigkeit nimmt ab. Aus diesem Grund ist die durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C auf 0,02°C/Sek. oder mehr eingestellt. Andererseits tritt, wenn die durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C übermäßig hoch ist, eine martensitische Umwandlung auf und die zum Schmieden gehaltene Härte wird übermäßig hoch, so dass es notwendig ist, die durchschnittliche Kühlrate auf 10°C/Sek. oder weniger einzustellen. Ein noch bevorzugterer Bereich der durchschnittlichen Kühlrate ist auf 0,4 bis 5°C/Sek. eingestellt.
  • Flächenverhältnis der Bainitstruktur: 85 % oder mehr
  • Wenn 15% oder mehr einer anderen Struktur als Bainit in die Bainitstruktur gemischt sind, verschlechtern sich nicht nur die Vergütungshärteeigenschaften, sondern auch das Tragfähigkeitsverhältnis und das Haltbarkeitsverhältnis, was zu der Verschlechterung der Dauerfestigkeit führen kann. Aus diesem Grund ist das Flächenverhältnis der Bainitstruktur auf 85 % oder mehr eingestellt. Vorzugsweise beträgt das Flächenverhältnis 90 % oder mehr.
  • Ti:≤0,100 %
  • Nb:≤0,100 %
  • Ti fällt Ti-Karbid durch die Vergütungshärtebehandlung aus und trägt zur weiteren Erhöhung der Festigkeit bei. Da eine MnS-Miniaturisierung durch eine TiN-Ausfällung zudem zu einer Verbesserung der Verarbeitbarkeit beiträgt, kann Ti nach Bedarf enthalten sein. Da jedoch Ti mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,100 % die Zähigkeit verringert, ist eine Obergrenze des Ti-Gehalts auf 0,100 % eingestellt. Wenn Ti enthalten ist, beträgt der Ti-Gehalt vorzugsweise 0,005 % oder mehr.
  • Nb fällt Nb-Karbid durch die Vergütungshärtebehandlung aus und trägt zur weiteren Erhöhung der Festigkeit bei. Da jedoch Nb mit einem übermäßigen Gehalt von mehr als 0,100 % die Zähigkeit verringert, ist eine Obergrenze des Nb-Gehalts auf 0,100 % eingestellt. Wenn Nb enthalten ist, beträgt der Nb-Gehalt vorzugsweise 0,005 % oder mehr.
  • Es kann nur ein Element aus Ti und Nb enthalten sein, aber es können beide Elemente aus Ti und Nb enthalten sein.
  • Maximaler Durchmesser √areamax nichtmetallischer Einschlüsse: nicht mehr als 300 µm
  • Nichtmetallische Einschlüsse, die in Stählen vorhanden sind, sind wirksam, um das Wachstum von Austenitkörnern beim Warmschmieden zu hemmen, übermäßig große Einschlüsse werden jedoch zu einem Ausgangspunkt eines Ermüdungsbruchs und reduzieren die Dauerfestigkeit, so dass eine Obergrenze des maximalen Durchmessers √areamax der nichtmetallischen Einschlüsse auf 300 µm eingestellt ist. Der maximale Durchmesser √areamax kann auf der Grundlage eines statistischen Extremwertverfahrens erhalten werden, das in der nachstehenden Nicht-Patentliteratur 1 offenbart ist.
  • [Nicht-Patentdokument 1] Keiji Murakami: Auswirkungen von Metallermüdungsmikrodefekten und Zwischenprodukten (1993),[YOKENDO]
  • Vergütungsbehandlungstemperatur: 550 °C bis 700 °C
  • Bei der vorliegenden Offenbarung können Feinkarbide in Stahl durch die Durchführung einer Vergütungsbehandlung nach dem Warmschmieden ausgefällt werden und die Festigkeit kann erhöht werden. Wenn die Vergütungsbehandlungstemperatur jedoch übermäßig niedrig ist, ist die Ausfällmenge von Karbiden gering und es kann keine ausreichende Wirkung erhalten werden, so dass die Vergütungsbehandlungstemperatur vorzugsweise auf 550 °C oder mehr eingestellt ist.
  • Wenn andererseits die Vergütungsbehandlungstemperatur höher ist, wird das ausgefällte Karbid gröber. Da Bainit zu der Zeit der Vergütungshärtebehandlung umgekehrt in Austenit umgewandelt wird und ein Teil des Austenits zu der Zeit der anschließenden Abkühlung martensitiert wird und die Martensitphase um einen Restaustenit in Inselgestalt erzeugt wird, um die Zähigkeit deutlich zu verringern, ist es vorzuziehen, dass die Vergütungsbehandlungstemperatur auf 700 °C oder weniger eingestellt ist.
  • Figurenliste
  • Die vorstehenden und weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus der nachfolgenden detaillierten Beschreibung, die unter Bezugnahme auf die beigefügten Abbildungen ausgeführt ist, ersichtlicher. In den Abbildungen sind:
    • 1A eine vertikale Querschnittsansicht, die ein Common-Rail zeigt, auf das ein Herstellungsprozess der vorliegenden Ausführungsform angewendet wird, und 1B eine horizontale Querschnittsansicht, welche das Common-Rail zeigt.
    • 2 eine darstellende Ansicht, welche das Warmschmieden bei dem Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
  • Detaillierte Beschreibung
  • Im Folgenden wird ein Herstellungsverfahren gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung beschrieben. Die 1A und 1B zeigen ein Common-Rail 10 als eine Kraftstoffeinspritzkomponente. Das Common-Rail 10 entspricht einer Komponente zum Sammeln eines Hochdruckkraftstoffs, der einem Injektor zum Einspritzen des Kraftstoffs in einen Zylinder einer Verbrennungskraftmaschine, wie eines Dieselmotors, zugeführt werden soll. Wie in den 1A und 1B gezeigt ist, weist das Common-Rail 10 einen Körperabschnitt 12, der sich linear in einer Richtung erstreckt, und mehrere Verbindungszylinderabschnitte 14, welche derart vorgesehen sind, dass diese von einer Seitenfläche des Körperabschnitts 12 vorstehen, auf. Ein Hauptloch 16, welches als eine Kraftstoffdrucksammelkammer verwendet wird, ist innerhalb des Körperabschnitts 12 in einer Längsrichtung des Körperabschnitts 12 definiert. Andererseits ist in jedem der Verbindungszylinderabschnitte 14 ein kleines Loch 20 definiert, so dass ein Ende des Verbindungszylinderabschnitts 14 mit dem Hauptloch 16 in Verbindung steht. Das Hauptloch 16 und die kleinen Löcher 20 definieren einen Kraftstoffströmungskanal zum Zirkulieren oder Speichern des Hochdruckkraftstoffs.
  • An beiden Enden des Körperabschnitts 12 sind zwei Innengewindeabschnitte 17 ausgebildet, und an Außenumfangsflächen von Spitzen der jeweiligen Verbindungszylinderabschnitte 14 sind Außengewindeabschnitte 22 ausgebildet, und die Innengewindeabschnitte 17 und die Außengewindeabschnitte 22 können am jeweiligen Gegenstück befestigt und fixiert werden.
  • Das vorstehend beschriebene Common-Rail 10 kann durch die Durchführung von Schritten des Warmschmiedens, Bearbeitens bzw. spanenden Bearbeitens, Vergütens und des Autofrettage-Prozesses in vorgegebener Reihenfolge hergestellt werden, beispielsweise unter Verwendung eines Werkstücks mit einer vorbestimmten chemischen Zusammensetzung. Als das Werkstück, welches für das Warmschmieden verwendet werden soll, kann ein durch Blockwalzen erhaltener Rohling, ein durch Stranggussmaterial-Blockwalzen erhaltener Rohling, ein durch Warmwalzen oder Warmschmieden dieser Rohlinge erhaltener Stabstahl oder dergleichen verwendet werden.
  • Beim Warmschmieden, wie in 2 gezeigt, wird das Werkstück zunächst auf eine vorbestimmte Schmiedeheiztemperatur (950 bis 1350 °C) erwärmt. Anschließend wird das Warmschmieden am erwärmten Werkstück bei einer Werkstücktemperatur von 950 bis 1250 °C unter Verwendung einer Form durchgeführt, um eine äußere Gestalt, wie das Common-Rail 10, zu erhalten.
  • Nach Abschluss des Warmschmiedens wird das Werkstück auf etwa Raumtemperatur abgekühlt. Bei diesem Beispiel wird das Werkstück in einem Temperaturbereich von 800 °C auf 500 °C bei einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 °C/Sek. oder mehr und in einem nachfolgenden Temperaturbereich von 500 °C auf 300 °C bei 0,02°C/Sek. oder mehr und 10°C/Sek. oder weniger abgekühlt, und die Stahlstruktur nach dem Warmschmieden wird zu einer einphasigen Bainitstruktur gebracht. Bei diesem Beispiel entspricht die durchschnittliche Kühlrate einer durchschnittlichen Kühlrate an einer Oberfläche des Werkstücks.
  • Das Abkühlen erfolgt durch Kühlung in der Atmosphäre oder durch Umluftkühlung mit einem Ventilator. Die Kühlbedingungen zur Erfüllung der obigen Spezifikation der durchschnittlichen Kühlrate variieren in Abhängigkeit der Umgebungstemperatur, der Gestalt und Größe des Werkstücks und dergleichen, und daher ist es wünschenswert, die Kühlbedingungen im Voraus experimentell zu bestimmen.
  • Das Werkstück, das durch Warmschmieden im Wesentlichen zu der äußeren Gestalt des Common-Rail geformt wurde, wird anschließend bearbeitet, wie durch Schneiden bzw. spanendes Bearbeiten, um die internen Kraftstoffströmungskanäle 16 und 20 sowie die Innengewindeabschnitte 17, die Außengewindeabschnitte 22 und dergleichen zu bilden. Um die Bearbeitung zufriedenstellend durchzuführen, ist es wünschenswert, die Härte des Werkstücks nach dem Warmschmieden auf 33 HRC oder weniger einzustellen.
  • Anschließend wird die Vergütungsbehandlung bei einer mittleren Temperatur des Werkstücks von 550 °C bis 680 °C für 0,5 bis 10 Stunden durchgeführt, um eine gewünschte Härte zu erhalten.
  • Anschließend wird ein Autofrettage-Prozess am Werkstück durchgeführt, bei dem die Kraftstoffströmungskanäle 16 und 20 zum Zirkulieren oder Speichern des Hochdruckkraftstoffs vorgesehen sind. Insbesondere wird zur Abdichtung der Kraftstoffströmungskanäle 16 und 20 jeweils ein Endabschnitt des Verbindungszylinderabschnitts 14 und des Körperabschnitts 12 abgedichtet, von der anderen Endseite des Körperabschnitts 12 wird ein Druckaufbringungsmedium (Hydrauliköl) in das Hauptloch 16 eingebracht und das eingeführte Druckaufbringungsmedium wird unter Druck gesetzt. Zu dieser Zeit ist ein Druck des Druckaufbringungsmediums auf einen Druck (beispielsweise etwa 500 MPa bis 1000 MPa) zum plastischen Verformen des Inneren des Körperabschnitts 12 und zum elastischen Verformen des Äußeren des Körperabschnitts 12 eingestellt. Folglich kann eine Druckeigenspannung auf das Innere des Körperabschnitts 12 aufgebracht und eine druckfeste Dauerfestigkeit des Körperabschnitts 12 erhöht werden.
  • Das Common-Rail 10 kann durch die oben genannten Prozesse hergestellt werden. In einigen Fällen kann auf den Vergütungsprozess und den Autofrettage-Prozess geeignet verzichtet werden, beispielsweise wird auf die Vergütungsbehandlung durch Erhöhen der Härte der Warmumformung verzichtet. Der Bearbeitungsprozess kann vor und nach dem Autofrettage-Prozess separat durchgeführt werden, oder es kann eine äußere Behandlung, wie eine Beschichtung, final hinzugefügt werden.
  • 150 kg Stahl der Stahltypen A bis M (13 Typen) mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen werden in einem Vakuum-Induktionsschmelzofen geschmolzen und zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von φ60 mm bei 1250 °C geschmiedet. Danach wird der Rundstab φ60 mm gemäß den in Tabelle 2 gezeigten Herstellungsbedingungen auf 950 oder mehr und 1350 °C oder weniger erwärmt, einem Warmschmiedeprozess unterzogen, bei dem der Rundstab in eine dem Common-Rail entsprechende Gestalt warmgeschmiedet wird und dann von einer Temperatur am Ende des Schmiedens auf etwa Raumtemperatur abgekühlt wird, um ein warmgeschmiedetes Material zu erhalten. Anschließend werden eine Einschlussauswertung, eine Mikrogefügebeobachtung und eine Härteprüfung unter Verwendung des warm geschmiedeten Materials durchgeführt. Die weitere Bearbeitung zur Herstellung eines Common-Rail wird durchgeführt, und die Innendruck-Dauerfestigkeit und die Berstbruchfestigkeit werden bewertet. [Tabelle 1]
    Chemische Zusammensetzung (Masse-%, Rest Fe)
    Stahltyp C Si Mn S Cu Ni Cr Mo V s-Al Weitere
    A 0,13 0,21 1,40 0,022 0,10 0,61 1,00 0,60 0,33 0,021
    B 0,09 0,20 1,30 0,029 0,09 0,60 1,01 0,70 0,21 0,023 0,010Ti, 0,01Nb
    c 0,11 0,11 1,78 0,030 0,09 0,41 1,01 0,31 0,39 0,018 0,096Ti
    D 0,15 0,21 1,40 0,012 0,10 0,61 1,00 0,70 0,11 0,025 0,090Ti
    E 0,13 0,30 1,43 0,005 0,09 0,60 1,26 0,31 0,33 0,025
    F 0,15 0,20 1,00 0,022 0,09 0,41 1,48 0,60 0,21 0,021 0,01Nb
    G 0,13 0,30 2,00 0,005 0,09 0,98 0,75 0,31 0,21 0,020
    H 0,15 0,24 1,00 0,005 0,09 0,98 1,10 0,60 0,33 0,025
    I 0,12 0,30 1,90 0,022 0,09 0,60 0,50 0,60 0,30 0,038
    J 0,15 0,24 1,90 0,012 0,28 0,87 1,00 0,60 0,20 0,021
    K 0,12 0,21 1,40 0,012 0,10 0,55 1,00 0,60 0,33 0,033
    L 0,10 0,20 1,50 0,012 0,10 0,61 1,20 0,60 0,21 0,036
    M 0,10 0,21 1,20 0,012 0,10 0,51 0,52 0,44 0,30 0,031
    Figure DE102019114268A1_0001
  • Bei der Kühlbehandlung wird die Oberflächentemperatur des Werkstücks mit einem Strahlungsthermometer gemessen, und die durchschnittliche Kühlrate von 800 °C auf 500 °C wird als die erste durchschnittliche Kühlrate bestimmt und die durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C wird als die zweite durchschnittliche Kühlrate bestimmt, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • <Einschlussauswertung>
  • Der maximale Durchmesser -√areamax der nichtmetallischen Einschlüsse in den 3000 mm2, der nach dem statistischen Extremwertverfahren abgeschätzt wird, wird durch Beobachten eines Querschnitts des warmgeschmiedeten Materials parallel zu einer Längsrichtung mit einem optischen Mikroskop erhalten.
  • Der maximale Durchmesser √areamax der nichtmetallischen Einschlüsse kann wie folgt basierend auf dem in der oben beschriebenen Nicht-Patentliteratur 1 offenbarten Messverfahren ermittelt werden.
  • [1] Nach einem Polieren eines Querschnitts des warmgeschmiedeten Materials parallel zur Längsrichtung wird ein Testreferenzbereich So (mm2) mit der polierten Oberfläche als ein Testbereich bestimmt.
  • [2] Es wird ein nichtmetallischer Einschluss ausgewählt, der eine maximale Fläche in So einnimmt, und eine Quadratwurzel √areamax (µm) der Fläche des nichtmetallischen Einschlusss wird gemessen.
  • [3] Die Messung wird n-mal wiederholt, um eine Duplizierung des Inspektionsteils zu vermeiden.
  • [4] Die gemessene √areamax wird in aufsteigender Reihenfolge neu angeordnet und jeweils auf √areamax,j (j = 1 bis n) eingestellt.
  • [5] Für jedes aus j wird die folgende normierte Variable yj berechnet. y j = − ln [ − ln { j/ ( n + 1 ) } ]
    Figure DE102019114268A1_0002
  • [6] In den Koordinaten eines statistischen Extremwertpapiers wird √areamax auf der Abszisse angenommen, und normierte Variablen y werden auf der Ordinate angenommen, und j = 1 bis n werden aufgetragen, und eine Näherungslinie wird durch die Methode der kleinsten Quadrate erhalten.
  • [7] Falls der zu bewertende Bereich gleich S(mm2) ist und eine rekursive Periode gleich T = (S+So)/So ist, wird der Wert von y aus dem folgenden Ausdruck (1) erhalten, und √areamax bei dem Wert von y wird unter Verwendung der oben beschriebenen Näherungslinie berechnet, wobei der maximale Durchmesser des nichtmetallischen Einschlusses in dem zu bewertenden Bereich S gleich √areamax ist. y = − ln [ − ln { ( T − 1 ) /T } ]
    Figure DE102019114268A1_0003
  • Bei diesem Beispiel werden die Tests mit dem Testreferenzbereich S0 = 100 mm2 und der Testanzahl n = 30 mal durchgeführt, um den maximalen Durchmesser √areamax der nichtmetallischen Einschlüsse in den 3000 mm2 zu bestimmen, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • <Härteprüfung>
  • Die Härteprüfung wird unter einer Last eines 150 kg Diamantkegel-Eindringkörpers mit einem Rockwell-Härteprüfgerät nach JIS Z 2245 durchgeführt. Die Messung wird an einer Position mit einem Radius von 1/2 des warmgeschmiedeten Materials durchgeführt.
  • <Mikrostrukturbeobachtung>
  • Zur Beobachtung der Mikrostruktur bzw. des Mikrogefüges wird ein Längsschnitt des warmgeschmiedeten Materials mit einem optischen Mikroskop (Vergrößerung: 400x) nach einer Nitalkorrosion beobachtet und der Bainitanteil wird gemessen. Was den Bainitanteil betrifft, so erfolgt die Bewertung mit O, wenn der Flächenanteil der Bainitstruktur 85 % oder mehr beträgt, die Bewertung mit XF erfolgt im Falle der Mischung der Bainitstruktur und der Ferritstruktur (der Flächenanteil der Ferritstruktur beträgt 15 % oder mehr), und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • In der Tabelle ist neben der Bewertung von O und X auch der tatsächlich gemessene Flächenanteil von Bainit in Klammern gezeigt.
  • <Innendruck-Dauerfestigkeit>
  • Anschließend wird das warmgeschmiedete Material mit dem Hauptloch 12 und den kleinen Löchern 20a bis 20e durch Schneiden versehen (Bezug auf 1A und 1B), und es wird ein Test- bzw. Prüfkörper für den Innendruck-Ermüdungstest hergestellt, und nachdem das warmgeschmiedete Material für 1 Stunde auf eine Temperatur, wie in Tabelle 2 gezeigt, erwärmt und der Vergütungsbehandlung unterzogen wurde, wird der Innendruck-Ermüdungstest durchgeführt. Eine Druckerzeugungsquelle wird mit den kleinen Löchern 20a des Prüfkörpers verbunden und in der Mitte der Verbindung ist ein Drucksensor vorgesehen. Nachdem die Endabschnitte der anderen kleinen Löcher 20b bis 20e und beide Enden des Hauptlochs 12 abgedichtet wurden, kann Öl aus dem kleinen Loch 20a strömen, das mit der Druckerzeugungsquelle verbunden ist, um eine Spannung periodisch zu ändern, und die Dauerfestigkeit durch die Innendruckwiederholrate wird verglichen und bewertet, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • In Tabelle 2 ist ein Fall, in dem die Dauerfestigkeit höher ist als diese eines Prüfkörpers aus dem nicht wärmebehandelten Stahl vom Ferrit-Perlit-Typ, welcher der ähnlichen Prüfung unterzogen wurde, als „O“ bezeichnet, und ein Fall, in dem die Dauerfestigkeit niedriger ist als diese des Prüfkörpers aus dem nicht wärmebehandelten Stahl vom Ferrit-Perlit-Typ, ist als „X“ bezeichnet.
  • <Berstbruchfestigkeit>
  • Das Hauptloch 12 und die kleinen Löcher 20a bis 20e werden durch Schneiden bzw. spanendes Bearbeiten in dem warmgeschmiedeten Material vorgesehen (siehe 1A und 1B), es werden Prüfkörper für die Berstbruchfestigkeitsprüfung hergestellt und die Prüfkörper werden durch Erwärmen bei der die Tabelle 2 gezeigten Temperaturen für 1 Stunde der Vergütungsbehandlung unterzogen und anschließend der Berstbruchfestigkeitsprüfung unterzogen. Eine Druckerzeugungsquelle ist mit den kleinen Löchern 20a des Prüfkörpers verbunden und in der Mitte der Verbindung ist ein Drucksensor vorgesehen. Nachdem die Endabschnitte der anderen kleinen Löcher 20b bis 20e und beide Enden des Hauptlochs 12 abgedichtet sind, wird Öl ermöglicht, aus dem kleinen Loch 20a, das mit der Druckerzeugungsquelle verbunden ist, zu strömen, um die Spannung temporär inkrementell zu ändern, und die Berstbruchfestigkeit aufgrund des statischen Innendrucks wird verglichen und bewertet, und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
  • Der Prüfdruck ist auf 300 MPa oder mehr eingestellt, und in Tabelle 2 ist ein Fall, in dem die Berstbruchfestigkeit höher ist als diese des Prüfkörpers des nicht wärmebehandelten Stahls vom Ferrit-Perlit-Typ, welcher der ähnlichen Prüfung unterzogen wurde, als „O“ bezeichnet, und ein Fall, in dem die Berstbruchfestigkeit niedriger ist als diese des Prüfkörpers des nicht wärmebehandelten Stahls vom Ferrit-Perlit-Typ, ist als „X“ bezeichnet.
  • In den Ergebnissen von Tabelle 2 ist bei dem Vergleichsbeispiel 1 die Schmiedeheiztemperatur niedriger als 950 °C, was einem unteren Grenzwert der vorliegenden Offenbarung entspricht, und die Stahlstruktur entspricht einer Mischstruktur mit Ferrit. Folglich ist die Härte nach der Vergütungsbehandlung niedriger als diese der Beispiele, und sowohl die Ergebnisse der Innendruck-Dauerfestigkeit als auch der Berstbruchfestigkeit sind „X“.
  • Bei dem Vergleichsbeispiel 2 ist die durchschnittliche Kühlrate (erste durchschnittliche Kühlrate) von 800 °C auf 500 °C niedriger als 0,1°C/Sek., was einem unteren Grenzwert der vorliegenden Offenbarung entspricht, und die Stahlstruktur entspricht einer Mischstruktur mit Ferrit. Auch beim Vergleichsbeispiel 2 ist die Härte nach der Vergütungsbehandlung geringer als diese bei den Beispielen, und sowohl die Ergebnisse der Innendruck-Dauerfestigkeit als auch der Berstbruchfestigkeit sind „X“.
  • Das Vergleichsbeispiel 3 entspricht einem Beispiel, bei dem die durchschnittliche Kühlrate von 500 °C auf 300 °C (zweite durchschnittliche Kühlrate) niedriger ist als der untere Grenzwert von 0,02°C/Sek. der vorliegenden Offenbarung. Bei dem Vergleichsbeispiel 3 ist die Stahlstruktur eine einphasige Bainitstruktur, und die Härte nach der Vergütungsbehandlung wird im gleichen Maße wie bei den Beispielen erhalten, aber sowohl die Ergebnisse der Innendruck-Dauerfestigkeit als auch der Berstbruchfestigkeit sind „X“. Es wird davon ausgegangen, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass der in der Bainitstruktur ausgefällte Zementit aufgrund der niedrigen durchschnittlichen zweiten Kühlrate grob wird.
  • Andererseits ist bei den Beispielen 1 bis 21, welche die Bedingungen der vorliegenden Offenbarung erfüllen, die Bewertung sowohl der Innendruck-Dauerfestigkeit als auch der Berstbruchfestigkeit „O“, und es werden die ausgezeichneten Ergebnisse erzielt. Mit anderen Worten, die Kraftstoffeinspritzkomponente, auf die wiederholt ein hoher Innendruck ausgeübt wird, wird unter Verwendung des Stahlmaterials mit der Zusammensetzung der vorliegenden Offenbarung unter den oben beschriebenen Herstellungsbedingungen hergestellt, die höhere Widerstandsdruckfestigkeit kann sichergestellt werden, und ein Sprödbruch, der bei Anwendung eines Betriebsmaximaldrucks oder eines anormal hohen Druckes unmittelbar bricht bzw. reißt, kann vermieden werden. Insbesondere kann die Zähigkeit bei einer niedrigen Temperatur verbessert werden.
  • Bei Beispiel 20 wird die Härte des Warmschmiedens erhöht und die Vergütungsbehandlung entfällt. Beispiel 21 entspricht einem Beispiel, bei dem der Autofrettage-Prozess (AF-Verarbeitung) nach der Bearbeitung bzw. Zerspanung durchgeführt wird. Für diese Beispiele 20 und 21 werden auf die gleiche Art und Weise wie bei den anderen Beispielen ausgezeichnete Ergebnisse erzielt.
  • Die vorstehende detaillierte Beschreibung der Ausführungsformen und Beispiele der vorliegenden Offenbarung wurde nur als Beispiel dargestellt. Obwohl das Common-Rail in den vorstehenden Ausführungsformen und Beispielen exemplarisch dargestellt ist, kann die vorliegende Offenbarung in verschiedenen Modifikationen implementiert werden, ohne von dem Grundgedanken davon abzuweichen, so ist diese auf andere Kraftstoffeinspritzkomponenten anwendbar.
  • 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 5778055 B [0005]
    • JP 2012246527 A [0008]

Claims (7)

  1. Verfahren zum Herstellen einer Kraftstoffeinspritzkomponente durch Bearbeiten eines Werkstücks in eine vorbestimmte Gestalt, wobei das Werkstück aus einem Stahl mit Zusammensetzungen, in Massen-%, von C: 0,08 bis 0,16 %, Si: 0,10 bis 0,30 %, Mn: 1,00 bis 2,00 %, S: 0,005 bis 0,030 %, Cu: 0,01 bis 0,30 %, Ni: 0,40 bis 1,50 %, Cr: 0,50 bis 1,50 %, Mo: 0,30 bis 0,70 %, V: 0,10 bis 0,40 %, s-Al: 0,001 bis 0,100 %, und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Restkomponenten hergestellt ist, wobei das Verfahren aufweist: Unterziehen des Werkstücks einem Warmschmieden nach dem Erwärmen des Werkstücks auf eine Temperatur von 950 °C oder mehr und 1350 °C oder weniger; erstes Abkühlen des Werkstücks nach dem Warmschmieden mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1°C/Sek. oder mehr in einem Temperaturbereich von 800 °C auf 500 °C; und zweites Abkühlen des Werkstücks nach dem ersten Abkühlen mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,02°C/Sek. oder mehr und 10°C/Sek. oder weniger in einem nachfolgenden Temperaturbereich von 500 °C auf 300 °C, um einen Flächenanteil einer Bainitstruktur nach dem Warmschmieden auf 85 % oder mehr einzustellen.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Stahl ferner ein oder zwei Elemente aus Ti:≤0,100% und Nb:≤0,100% in Massen-% enthält.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei ein maximaler Durchmesser √areamax von nichtmetallischen Einschlüssen, der durch ein statistisches Extremwertverfahren bei dem Werkstück nach dem Warmschmieden abgeschätzt werden, 300 µm oder weniger beträgt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, ferner aufweisend: Durchführen einer Vergütungsbehandlung in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 700 °C nach dem Warmschmieden.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, ferner aufweisend: Durchführen eines Autofrettage-Prozesses an dem Werkstück, bei dem ein Kraftstoffströmungskanal ausgebildet ist.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, ferner aufweisend: Durchführung einer Bearbeitung bei dem Werkstück.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, ferner aufweisend: Durchführen einer Bearbeitung bei dem Werkstück, um in dem Werkstück einen Kraftstoffströmungskanal auszubilden; und Durchführen eines Autofrettage-Prozesses bei dem Kraftstoffströmungskanal des Werkstücks.
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