DE112020005011T5 - Ventilfeder - Google Patents

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Shinya Teramoto
Yutaka Neishi
Michimasa AONO
Shuji Kozawa
Fumio Takahashi
Shigekazu Nishimoto
Mitsuhiro Kondo
Tatsuro Ochi
Shoichi Suzuki
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NHK Spring Co Ltd
Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
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NHK Spring Co Ltd
Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
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Abstract

Eine Ventilfeder mit einer ausgezeichneten Ermüdungsgrenze wird bereitgestellt. Eine Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform umfasst eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht. Die chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Massenprozent, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Ca: 0,0001 bis 0,0050%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger und N: 0,0070% oder weniger, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind. Im Kernabschnitt beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2, und im Kernabschnitt beträgt der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis 0,20% oder weniger.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Offenbarung bezieht sich auf eine Feder und insbesondere auf eine Ventilfeder, die zur Steuerung der Bewegung eines Ventils in einer Verbrennungskraftmaschine oder dergleichen verwendet wird.
  • TECHNISCHER HINTERGRUND
  • Viele Federn werden in Automobilen und allgemeinen Maschinen verwendet. Unter den Federn, die in Automobilen und allgemeinen Maschinen verwendet werden, hat eine Ventilfeder die Aufgabe, das Öffnen und Schließen eines internen Ventils des Automobils oder der allgemeinen Maschine zu steuern. Eine Ventilfeder wird beispielsweise zur Steuerung des Öffnens und Schließens der Luftzufuhr- und Auslassventile einer Verbrennungskraftmaschine (Motor) eines Kraftfahrzeugs verwendet.
  • Um das Öffnen und Schließen des Ventils zu steuern, wird das Ausdehnen und Zusammenziehen der Ventilfeder mehrere tausend Mal in einer Minute wiederholt. Daher muss eine Ventilfeder eine hohe Ermüdungsgrenze aufweisen. Daher wird die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder normalerweise durch Nitrierung erhöht. Ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder lautet wie folgt. Ein Stahldraht wird abgeschreckt und angelassen. Der Stahldraht wird nach der Abschreck- und Anlassbehandlung kalt gewickelt, um ein Stahlzwischenmaterial in Form einer Spule zu bilden. Das Stahlzwischenmaterial wird einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen, und anschließend wird es nitriert. Nach dem Nitrieren wird, falls erforderlich, ein Kugelstrahlen durchgeführt, um der äußeren Schicht eine umfassende Druckeigenspannung zu verleihen. Durch das oben beschriebene Verfahren wird eine Ventilfeder hergestellt, bei der die Ermüdungsgrenze erhöht wurde.
  • In letzter Zeit gibt es eine Nachfrage nach weiteren Verbesserungen der Ermüdungsgrenze von Ventilfedern.
  • Techniken, die sich auf die Verbesserung der Ermüdungsgrenze von Federn beziehen, sind in der japanische Patentanmeldungsveröffentlichung 2-57637 (Patentschrift 1), der japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689 (Patentschrift 2), der japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950 (Patentschrift 3) und der japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137 (Patentschrift 4) offenbart.
  • Ein Stahldraht für eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze, der in der Patentschrift 1 offenbart ist, wird hergestellt, indem ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die, in Gew.-%, C: 0,3 bis 1,3 %, Si: 0,8 bis 2,5 %, Mn: 0,5 bis 2,0 % und Cr: 0,5 bis 2,0%, und enthaltend eine oder mehrere Arten von Elementen unter Mo: 0,1 bis 0,5%, V: 0,05 bis 0,5%, Ti: 0,002 bis 0,05%, Nb: 0,005 bis 0,2%, B: 0,0003 bis 0,01%, Cu: 0,1 bis 2,0 %, Al: 0,01 bis 0,1 % und N: 0,01 bis 0,05 % als optionale Elemente, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, einer Luftkühlung oder einer schnellen Abkühlung nach einem 3 Sekunden bis 30 Minuten dauernden Halten bei 250 bis 500 °C nach einer Austenitisierungsbehandlung unterzogen wird und ein Streckverhältnis von 0,85 oder weniger aufweist. In dieser Patentschrift wird der Stahldraht für eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze, der die oben genannte Zusammensetzung aufweist, basierend auf der Feststellung vorgeschlagen, dass die Ermüdungsgrenze einer Feder von der Streckgrenze der Feder abhängt, wobei die Ermüdungsgrenze der Feder mit zunehmender Streckgrenze der Feder ansteigt (siehe Zeilen 1 bis 5 in der rechten oberen Spalte auf Seite 2 der Patentschrift 1).
  • Eine in Patentschrift 2 offenbarte Feder wird unter Verwendung eines ölangelassenen Drahtes mit einer angelassenen martensitischen Struktur hergestellt, und der ölangelassene Draht besteht in Masse-% aus C: 0,50 bis 0,75%, Si: 1,50 bis 2,50%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Cr: 0,70 bis 2,20% und V: 0,05 bis 0,50%, mit dem Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Wenn dieser ölangelassene Draht zwei Stunden lang bei 450°C gasweich nitriert wird, beträgt die Gitterkonstante einer Nitrierschicht, die sich auf einem Abschnitt der Drahtoberfläche des ölangelassenen Drahtes bildet, 2,881 bis 2,890 Ä. Weiterhin wird, wenn dieser ölangelassene Draht zwei Stunden lang bei 450°C erwärmt wird, die Zugfestigkeit 1974 MPa oder mehr, die Streckspannung 1769 MPa oder mehr und die Verringerung der Fläche mehr als 40% betragen. In dieser Patentschrift wird ein ölangelassener Draht definiert, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dienen soll, die durch Nitrierung hergestellt wird. Bei der Herstellung einer Feder durch Nitrieren nehmen mit zunehmender Dauer des Nitrierens die Streckgrenze und die Zugfestigkeit des Stahlmaterials der Feder ab. In diesem Fall nimmt die innere Härte des Stahlmaterials ab, und die Ermüdungsgrenze sinkt. Daher wird in der Patentschrift 2 offenbart, dass durch die Verwendung eines ölangelassenen Drahtes, bei dem die Streckgrenze des Stahlmaterials auch bei langer Nitrierdauer nicht abnimmt, eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze hergestellt werden kann (siehe Abschnitte [0025] und [0026] der Patentschrift 2).
  • Ein in Patentschrift 3 offenbarter Stahldraht für eine hochfeste Feder hat eine chemische Zusammensetzung, die C: 0,5 bis 0,7%, Si: 1,5 bis 2,5%, Mn: 0,2 bis 1,0%, Cr: 1,0 bis 3,0 % und V: 0,05 bis 0,5 %, wobei Al auf 0,005 % oder weniger (ohne 0 %) gesteuert wird und der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind. Im Stahldraht beträgt die Anzahl der kugelförmigen Zementitpartikel mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 10 bis 100 nm 30 Stück/µm2 oder mehr, und die Cr-Konzentration im Zementit beträgt in Masse-% 20 % oder mehr und die V-Konzentration 2 % oder mehr. In der Patentschrift 3 wird offenbart, dass eine Erhöhung der Festigkeit des Stahldrahtes die Ermüdungsgrenze und den Setzwiderstand verbessert (siehe Absatz [0003] der Patentschrift 3). Weiterhin wird offenbart, dass dadurch, dass die Anzahl der feinen kugelförmigen Zementitpartikel mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser im Bereich von 10 bis 100 nm auf 30 Stück/µm2 oder mehr eingestellt wird und die Cr-Konzentration im Zementit auf 20 % oder mehr und die V-Konzentration im Zementit auf 2 % oder mehr in Masse-% eingestellt wird, die Zersetzung und Beseitigung von Zementit während einer Wärmebehandlung, wie z. B. einer Spannungsarmglühbehandlung oder dem Nitrieren während des Produktionsprozesses, unterdrückt werden kann und die Festigkeit des Stahldrahtes beibehalten werden kann (Absatz [0011]).
  • Ein Stahldraht, der als Ausgangsmaterial für eine in der Patentschrift 4 offenbarte Feder dient, hat eine chemische Zusammensetzung bestehend aus, in Masse-%, C: 0,45 bis 0,7%, Si: 1,0 bis 3,0%, Mn: 0,1 bis 2,0 %, P: 0,015 % oder weniger, S: 0,015 % oder weniger, N: 0,0005 bis 0,007 % und t-O: 0,0002 bis 0,01 %, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und eine Zugfestigkeit von 2000 MPa oder mehr aufweist. Auf einer mikroskopischen Beobachtungsfläche beträgt der Anteil der besetzten Fläche der auf Zementit basierenden kugelförmigen Karbide und Legierungskarbide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,2 µm oder mehr 7 % oder weniger, die Dichte der auf Zementit basierenden kugelförmigen Karbide und Legierungskarbide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0. 2 bis 3 µm beträgt 1 Stück/µm2 oder weniger, die Dichte von kugelförmigen Karbiden auf Zementitbasis und Legierungskarbiden mit einem äquivalenten kreisförmigen Durchmesser von mehr als 3 µm beträgt 0,001 Stück/µm2 oder weniger, die Korngrößenzahl des Voraustenits beträgt 10 oder mehr, die Menge an Restaustenit beträgt 15 Masse-% oder weniger, und der Flächenanteil eines spärlichen Bereichs, in dem die Dichte von kugelförmigen Karbiden auf Zementitbasis mit einem äquivalenten kreisförmigen Durchmesser von 2 µm oder mehr gering ist, beträgt 3 % oder weniger. In der Patentschrift 4 wird offenbart, dass es notwendig ist, die Festigkeit weiterhin zu erhöhen, um die Federleistung in Bezug auf Ermüdung, Setzung und dergleichen zu verbessern. In der Patentschrift 4 wird auch offenbart, dass durch die Steuerung der Mikrostruktur und die Steuerung der Verteilung der feinen Karbide auf Zementitbasis die Festigkeit der Feder erhöht und die Federleistung in Bezug auf Ermüdung, Setzverhalten und dergleichen verbessert wird (siehe Absatz [0009] und [0021] der Patentschrift 4).
  • ZITATENLISTE
  • PATENTSCHRIFTEN
    • Patentschrift 1: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2-57637
    • Patentschrift 2: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689
    • Patentschrift 3: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950
    • Patentschrift 4: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • TECHNISCHES PROBLEM
  • In den jeweiligen Verfahren, die in den oberen Patentschriften 1 bis 4 beschrieben sind, wird der technische Gedanke der Verbesserung von Federeigenschaften wie der Ermüdungsgrenze oder des Setzverhaltens durch Erhöhung der Festigkeit (Härte) des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial der Feder dient, übernommen. Die Ermüdungsgrenze einer Feder kann jedoch auch durch eine andere technische Idee erhöht werden.
  • Ein Ziel der vorliegenden Offenbarung ist es, eine Ventilfeder bereitzustellen, die eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze aufweist.
  • LÖSUNG DES PROBLEMS
  • Eine Ventilfeder gemäß der vorliegenden Offenbarung umfasst:
    • eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und
    • einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht;
    wobei:
    • eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%,
      • C: 0,53 bis 0,59%,
      • Si: 2,51 bis 2,90%,
      • Mn: 0,70 bis 0,85%,
      • P: 0,020% oder weniger,
      • S: 0,020% oder weniger,
      • Cr: 1,40 bis 1,70%,
      • Mo: 0,17 bis 0,53%,
      • V: 0,23 bis 0,33%,
      • Ca: 0,0001 bis 0,0050%,
      • Cu: 0,050% oder weniger,
      • Ni: 0,050% oder weniger,
      • Al: 0,0050% oder weniger,
      • Ti: 0,050% oder weniger,
      • N: 0,0070% oder weniger, und
      • Nb: 0 bis 0,020%,
    • wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind;
    • in dem Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt; und
    • wenn, unter den Einschlüssen im Kernabschnitt,
    • Einschlüsse, bei denen ein O-Gehalt in Masse-% 10,0 % oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind,
    • Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Einschlüsse auf Sulfid-Basis definiert werden, und
    • unter den Einschlüssen auf Sulfid-Basis Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein Ca-Gehalt 10,0 % oder mehr, der S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Ca-Sulfide definiert sind,
    • im Kernabschnitt ein numerischer Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf eine Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis 0,20% oder weniger beträgt.
  • VORTEILHAFTE WIRKUNG DER ERFINDUNG
  • Eine Ventilfeder gemäß der vorliegenden Offenbarung weist eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze auf.
  • Figurenliste
    • [1A] 1A ist ein Beispiel für ein TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit einer Dünnschichtprobe.
    • [1B] 1B ist ein schematisches Diagramm eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in einem Ferrit einer Dünnschichtprobe.
    • [2] 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einem numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca und einer Ermüdungsgrenze bei einer Zykluszahl von 108 Zyklen (hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze) in Bezug auf eine Ventilfeder mit einer chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Ausführungsform darstellt.
    • [3] 3 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform darstellt.
  • BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Die vorliegenden Erfinder haben Untersuchungen zu einer Ventilfeder durchgeführt, die sich durch eine hervorragende Ermüdungsgrenze auszeichnet. Zunächst wurde untersucht, wie die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder erhöht werden kann, indem die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials erhöht wird, ähnlich dem Stahlmaterial, aus dem die in den vorgenannten Dokumenten offenbarten Federn gebildet sind. Insbesondere untersuchten die Erfinder die Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials, indem sie Zementit fein machten. Wie in Patentschrift 3 und Patentschrift 4 beschrieben, konnte die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials umso höher erreicht werden, je feiner der Zementit hergestellt war. Dementsprechend waren die Erfinder der Ansicht, dass durch die Herstellung von feinem Zementit auch die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder erhöht wird.
  • Wenn jedoch die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials erhöht wird, wird die Durchführung des Kaltwickelns schwierig, und die Herstellung einer Ventilfeder wird schwierig. Daher sind die Erfinder der Ansicht, dass der Ansatz, die Ermüdungsgrenze einer Feder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials zu erhöhen, indem der Zementit fein gemacht wird, eine Grenze hat.
  • Daher hatten die Erfinder die Idee, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, indem sie eine technische Idee annahmen, die sich von der technischen Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials unterscheidet. Wie in den Patentschriften 1 bis 4 beschrieben, basieren herkömmliche Federtechniken auf der Vorstellung, dass die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials positiv mit der Ermüdungsgrenze der Feder korreliert ist. Der Gedanke, dass eine positive Korrelation zwischen der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials und der Ermüdungsgrenze besteht, ist somit in der Federtechnik allgemeines technisches Wissen. Als Ersatz für einen Ermüdungstest, der extrem lange dauert, werden daher die Ermüdungsgrenzen von Federn üblicherweise mit der Festigkeit des Stahlmaterials, die durch einen in kurzer Zeit durchgeführten Zugversuch erhalten wird, oder mit der Härte des Stahlmaterials, die durch einen in kurzer Zeit durchgeführten Härtetest erhalten wird, vorhergesagt. Mit anderen Worten, die Ermüdungsgrenzen von Ventilfedern wurden basierend auf den Ergebnissen eines Zugversuchs oder eines Härtetests, die keine lange Zeit in Anspruch nehmen, vorhergesagt, ohne einen Ermüdungstest durchzuführen, der Zeit in Anspruch nimmt.
  • Die vorliegenden Erfinder waren jedoch der Ansicht, dass die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials und die Ermüdungsgrenze nicht unbedingt immer korrelieren. Daher untersuchten die vorliegenden Erfinder Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch eine andere technische Idee als die Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials.
  • Dabei konzentrierten sich die Erfinder auf Ausscheidungen auf V-Basis, wie sie durch V-Karbide und V-Carbonitride typisiert werden. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ Ausscheidungen, die V enthalten oder V und Cr enthalten. Anstelle der herkömmlichen technischen Idee, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch eine Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials zu erhöhen, hatten die Erfinder die Idee, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch die Bildung einer großen Anzahl feiner Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße zu erhöhen. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass eine chemische Zusammensetzung, bestehend aus, in Masse-%, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger, N: 0,0070% oder weniger, und Nb: 0 bis 0,020%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Zusammensetzung einer Ventilfeder geeignet ist, um die Ermüdungsgrenze zu erhöhen, indem Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße verwendet werden. Die vorliegenden Erfinder haben dann Ventilfedern hergestellt, indem sie ein Stahlmaterial mit der vorgenannten chemischen Zusammensetzung nach der Abschreckbehandlung einer Wärmebehandlung bei verschiedenen Wärmebehandlungstemperaturen unterzogen haben. Die Erfinder untersuchten dann die Ermüdungsgrenze der Ventilfedern sowie ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das ein Verhältnis zwischen der Ermüdungsgrenze und der Härte des Kernabschnitts der Ventilfeder ist.
  • Als Ergebnis dieser Untersuchungen erhielten die vorliegenden Erfinder die folgende neue Erkenntnis in Bezug auf eine Ventilfeder mit der vorgenannten chemischen Zusammensetzung. Bei dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder wird in einer Wärmebehandlung (Spannungsarmglühbehandlungsschritt o.ä.) nach einem Abschreck- und Anlassschritt eine Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur als der zum Nitrieren verwendeten Nitriertemperatur durchgeführt. Dies liegt daran, dass das herkömmliche Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder auf der technischen Idee basiert, dass die Ermüdungsgrenze erhöht wird, indem die Festigkeit und Härte des Stahls hoch gehalten wird. Beim Nitrieren ist ein Erwärmen auf eine Nitriertemperatur erforderlich. Daher wurde bei dem herkömmlichen Herstellungsverfahren eine Abnahme der Festigkeit der Ventilfeder unterdrückt, indem die Erwärmungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich auf eine Temperatur festgelegt wurde, die unter der Nitriertemperatur liegt.
  • Für die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform haben die vorliegenden Erfinder jedoch anstelle des technischen Gedankens, die Ermüdungsgrenze durch eine Erhöhung der Festigkeit des die Ventilfeder bildenden Stahlmaterials zu erhöhen, den technischen Gedanken übernommen, die Ermüdungsgrenze durch die Bildung einer großen Anzahl feiner Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße zu erhöhen. Aus diesem Grund haben die Studien und Untersuchungen der vorliegenden Erfinder ergeben, dass während des Herstellungsprozesses, wenn eine Wärmebehandlung bei einer Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von 540 bis 650 °C durchgeführt wird, um eine große Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße auszufällen, selbst wenn die Wärmebehandlungstemperatur für die Ausscheidung von Ausscheidungen auf V-Basis höher als eine Nitriertemperatur ist und als Ergebnis die Festigkeit eines Kernabschnitts der Ventilfeder abnimmt (d.h. selbst wenn die Kernabschnittshärte der Ventilfeder niedrig ist), wird eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze erhalten, und ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das ein Verhältnis der Ermüdungsgrenze zur Kernabschnittshärte der Ventilfeder ist, wird hoch sein. Insbesondere wurde durch die Studien und Untersuchungen der vorliegenden Erfinder klargestellt, dass eine ausreichende Ermüdungsgrenze in der Ventilfeder erhalten wird, wenn die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 Stück/µm2 oder mehr beträgt.
  • Übrigens wird die Kompression einer Ventilfeder mehrere tausend Mal in einer Minute wiederholt, und die Kompressionsfrequenz einer Ventilfeder ist weit höher als die Kompressionsfrequenz einer Dämpferfeder. Daher muss eine Ventilfeder eine noch höhere Ermüdungsgrenze aufweisen als eine Dämpferfeder. Während bei einer Dämpferfeder eine hohe Ermüdungsgrenze bei einer Zyklenzahl von 107 Zyklen erforderlich ist, ist bei einer Ventilfeder eine hohe Ermüdungsgrenze bei einer Zyklenzahl von 108 Zyklen erforderlich. Nachfolgend wird eine Ermüdungsgrenze bei einer Zyklenzahl von 108 Zyklen als „Hochzyklus-Ermüdungsgrenze“ bezeichnet.
  • Um die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, haben die vorliegenden Erfinder ihre Aufmerksamkeit auch auf Einschlüsse gerichtet und nicht nur auf die bereits erwähnte Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis. Die vorliegenden Erfinder haben Studien und Untersuchungen zum Zusammenhang zwischen den Einschlüssen und einer hohen Ermüdungsgrenze durchgeführt. Als Ergebnis wurde festgestellt, dass unter den Einschlüssen insbesondere Ca-Sulfide die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze beeinflussen.
  • Unter den Einschlüssen im Kernabschnitt einer Ventilfeder werden Einschlüsse, die in Masse-% einen O-Gehalt von 10,0% oder mehr aufweisen, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert. Einschlüsse, bei denen der S-Gehalt in Masse-% 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, werden als Einschlüsse auf Sulfid-Basis definiert. Unter den Einschlüssen auf Sulfid-Basis werden Einschlüsse, bei denen der Ca-Gehalt in Masse-% 10,0 % oder mehr, der S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Ca-Sulfide bezeichnet. Die Ca-Sulfide sind eine Art von auf Einschlüssen auf Sulfid-Basis. In dem Kernabschnitt einer Ventilfeder, in dem der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis niedrig ist, erhöht sich insbesondere die Ermüdungsgrenze bei einem hohen Zyklus (108 Zyklen).
  • Ein denkbarer Grund hierfür ist der folgende. Im Kernabschnitt einer Ventilfeder löst sich in einem Fall, in dem der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis gering ist, ausreichend Ca in Einschlüssen auf Oxid-Basis und Einschlüssen auf Sulfid-Basis die keine Ca-Sulfide sind. In diesem Fall sind die Einschlüsse auf Oxid-Basis und die Einschlüsse auf Sulfid-Basis ausreichend erweicht und werden fein hergestellt. Daher ist es schwierig, dass Risse auftreten, für die Einschlüsse auf Oxid-Basis oder Einschlüsse auf Sulfid-Basis als Ausgangspunkt dienen, und die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze (108 Zyklen) steigt.
  • Aus diesem Grund haben die vorliegenden Erfinder, unter den Einschlüssen, ihre Aufmerksamkeit auf den numerischen Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis gerichtet und den Zusammenhang zwischen dem numerischen Ca-Sulfid-Anteil und einer hohen Zyklus-Ermüdungsgrenze untersucht. Als Ergebnis wurde festgestellt, dass bei einem numerischen Anteil von Ca-Sulfiden an der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid- und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis von 0,20 % oder weniger eine ausgezeichnete Hochzyklus-Ermüdungsgrenze erhalten wird.
  • Wie oben beschrieben, ist die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform keine Ventilfeder, die von der konventionellen technischen Idee abgeleitet ist, die darauf basiert, dass die Festigkeit und die Härte und die Ermüdungsgrenze eine positive Korrelation aufweisen, und ist stattdessen eine Ventilfeder, die von einer völlig anderen technischen Idee als der konventionellen technischen Idee abgeleitet ist und wie unten beschrieben zusammengesetzt ist.
    1. [1] Eine Ventilfeder, umfassend:
      • eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und
      • einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht;
      wobei:
      • eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%,
        • C: 0,53 bis 0,59%,
        • Si: 2,51 bis 2,90%,
        • Mn: 0,70 bis 0,85%,
        • P: 0,020% oder weniger,
        • S: 0,020% oder weniger,
        • Cr: 1,40 bis 1,70%,
        • Mo: 0,17 bis 0,53%,
        • V: 0,23 bis 0,33%,
        • Ca: 0,0001 bis 0,0050%,
        • Cu: 0,050% oder weniger,
        • Ni: 0,050% oder weniger,
        • Al: 0,0050% oder weniger,
        • Ti: 0,050% oder weniger,
        • N: 0,0070% oder weniger, und
        • Nb: 0 bis 0,020%,
      • wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind;
      • in dem Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt; und wenn, unter den Einschlüssen im Kernabschnitt,
      • Einschlüsse, bei denen der O-Gehalt in Masse-% 10,0 % oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind,
      • Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Einschlüsse auf Sulfid-Basis definiert werden, und
      • unter den Einschlüssen auf Sulfid-Basis sind Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein Ca-Gehalt 10,0 % oder mehr, der S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Ca-Sulfide definiert,
      • in dem Kernabschnitt ein numerischer Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf eine Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis 0,20% oder weniger beträgt.
  • Der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ bezieht sich hier, wie oben erwähnt, auf V-haltige Karbide oder Carbonitride oder V- und Cr-haltige Karbide oder Carbonitride. Bei den auf Ausscheidungen auf V-Basis kann es sich um zusammengesetzte Ausscheidungen handeln, die die oben genannten Carbide oder Carbonitride und eine oder mehrere Arten anderer Elemente enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis scheiden sich plattenförmig entlang einer {001}-Ebene im Ferrit ab. In einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit sind Ausscheidungen auf V-Basis daher als Liniensegmente (Randabschnitte) zu sehen, die sich in linearer Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Daher können Ausscheidungen auf V-Basis durch Betrachtung eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in Ferrit leicht von anderen Ausscheidungen wie Karbiden auf Fe-Basis (Zementit) unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden. Das heißt, in der vorliegenden Spezifikation werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit Liniensegmente, die sich entlang der [100]-Orientierung oder der [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
    1. [2] Die in [1] beschriebene Ventilfeder, wobei, in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts ein Nb-Gehalt 0,005 bis 0,020% beträgt.
  • Nachfolgend wird die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform im Detail beschrieben. Das Symbol „%“ in Bezug auf ein Element bedeutet „Masse%“, sofern nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • [Konfiguration der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform]
  • Die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform ist eine Spulenform. Der Drahtdurchmesser, der mittlere Durchmesser der Spule, der Innendurchmesser der Spule, der Außendurchmesser der Spule, die freie Höhe, die Anzahl der aktiven Spulen, die Gesamtzahl der Spulen, die Richtung der Schraubenlinie und die Steigung der Ventilfeder sind nicht insbesondere limitiert. Die Ventilfeder umfasst einer nitrierten Schicht und einem Kernabschnitt. Die nitrierte Schicht ist in der äußeren Schicht der Ventilfeder ausgebildet. Die nitrierte Schicht umfasst eine Verbundschicht und eine Diffusionsschicht, die weiter innen ausgebildet ist als die Verbundschicht. Die nitrierte Schicht braucht keine Verbundschicht enthalten. Es ist zu beachten, dass eine nitrierte Schicht, die in der äußeren Schicht eines nitrierten Stahlmaterials gebildet wird, ein technisches Material ist, das gut bekannt ist.
  • Bei dem Kernabschnitt handelt es sich um einen Grundplattenabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht, und um einen Abschnitt, der von der durch das später zu beschreibende Nitrieren verursachten Stickstoffdiffusion im Wesentlichen unbeeinflusst ist. Es ist möglich, zwischen der nitrierten Schicht und dem Kernabschnitt in der Ventilfeder durch Beobachtung der Mikrostruktur zu unterscheiden.
  • [Chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts]
  • Die chemische Zusammensetzung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform enthält die folgenden Elemente.
  • C: 0,53 bis 0,59%.
  • Kohlenstoff (C) erhöht die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,53% beträgt, wird keine ausreichende Ermüdungsgrenze erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der C-Gehalt hingegen mehr als 0,59 %, so bildet sich grober Zementit, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial für die Ventilfeder dient, ab. Außerdem wird die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder sinken. Dementsprechend beträgt der C-Gehalt 0,53 bis 0,59 %. Ein bevorzugter unterer Grenzwert für den C-Gehalt ist 0,54 %, und noch bevorzugter sind 0,55 %. Die Obergrenze des C-Gehalts liegt bei 0,58 %, und noch bevorzugter bei 0,57 %.
  • Si: 2,51 bis 2,90%
  • Silizium (Si) erhöht die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder und erhöht auch den Setzwiderstand der Ventilfeder. Si desoxidiert außerdem den Stahl. Darüber hinaus erhöht Si die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls. Daher kann die Festigkeit der Ventilfeder auch nach der Abschreck- und Anlassbehandlung im Herstellungsprozess einer Ventilfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn der Si-Gehalt weniger als 2,51 % beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Liegt der Si-Gehalt hingegen über 2,90 %, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für die Ventilfeder dient, ab. Darüber hinaus wird die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder abnehmen. Daher beträgt der Si-Gehalt 2,51 bis 2,90%. Eine bevorzugte untere Grenze des Si-Gehalts liegt bei 2,53 %, noch bevorzugter bei 2,55 % und noch weiter bevorzugt bei 2,60 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Si-Gehalts liegt bei 2,85%, weiter bevorzugt bei 2,82%, noch weiter bevorzugt bei 2,80% und noch weiter bevorzugt bei 2,78%.
  • Mn: 0,70 bis 0,85%
  • Mangan (Mn) verbessert die Härtbarkeit des Stahls und erhöht die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Liegt der Mn-Gehalt unter 0,70 %, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erhalten. Wenn andererseits der Mn-Gehalt mehr als 0,85% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird während des Herstellungsprozesses der Ventilfeder die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Mn-Gehalt 0,70 bis 0,85 %. Ein bevorzugter unterer Grenzwert für den Mn-Gehalt ist 0,72 %, weiter bevorzugt 0,73 % und noch weiter bevorzugt 0,74 %. Eine bevorzugte Obergrenze des Mn-Gehalts liegt bei 0,83 %, besonders bevorzugt bei 0,81 % und weiter bevorzugt bei 0,80 %.
  • P: 0,020% oder weniger
  • Phosphor (P) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Das heißt, der P-Gehalt beträgt mehr als 0 %. P segregiert an den Korngrenzen ab und limitiert die Ermüdungsfestigkeit der Ventilfeder. Daher liegt der P-Gehalt bei 0,020 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des P-Gehalts liegt bei 0,018%, und noch bevorzugter bei 0,016%. Der P-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des P-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Unter Berücksichtigung einer normalen industriellen Produktion sollte der P-Gehalt daher vorzugsweise auf 0,001 %, vorzugsweise auf 0,002 %, limitiert werden.
  • S: 0,020% oder weniger
  • Schwefel (S) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Das heißt, der S-Gehalt beträgt mehr als 0 %. S segregiert an den Korngrenzen ähnlich wie P und bildet Einschlüsse auf Sulfid-Basis wie Mn- und/oder Ca-Sulfide und limitiert die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der S-Gehalt 0,020 % oder weniger. Eine bevorzugte obere Grenze des S-Gehalts ist 0,018%, noch bevorzugter 0,016%, weiter bevorzugt 0,014%, weiter bevorzugt 0,012% und noch weiter bevorzugt 0,010%. Der S-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des S-Gehalts führt jedoch zu einer Erhöhung der Produktionskosten. Daher sollte der S-Gehalt bei normaler industrieller Produktion vorzugsweise auf 0,001 % und besonders bevorzugt auf 0,002 % begrenzt werden.
  • Cr: 1,40 bis 1,70%
  • Chrom (Cr) verbessert die Härtbarkeit des Stahls. Cr erleichtert auch die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis, indem es in Kombination mit V und Mo enthalten ist. Daher erhöht Cr die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Bei einem Cr-Gehalt von weniger als 1,40 % werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Cr-Gehalt hingegen mehr als 1,70 %, so bilden sich, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, übermäßig grobe Cr-Karbide, und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder nimmt ab. Daher beträgt der Cr-Gehalt 1,40 bis 1,70 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Cr-Gehalts liegt bei 1,45%, noch bevorzugter bei 1,48% und weiter bevorzugt bei 1,50%. Eine bevorzugte obere Grenze des Cr-Gehalts liegt bei 1,65 %, besonders bevorzugt bei 1,63 % und weiter bevorzugt bei 1,60 %.
  • Mo: 0,17 bis 0,53%.
  • Molybdän (Mo) verbessert die Härtbarkeit des Stahlmaterials. Mo erleichtert auch die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis, indem es in Kombination mit V und Cr enthalten ist. Daher erhöht Mo die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Mo erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls. Daher kann Mo die Festigkeit der Ventilfeder auch nach dem Abschrecken und Anlassen im Produktionsprozess der Ventilfeder auf einem hohen Niveau halten. Wenn der Mo-Gehalt weniger als 0,17 % beträgt, werden die oben genannten Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Wenn andererseits der Mo-Gehalt mehr als 0,53 % beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird während des Herstellungsprozesses der Ventilfeder die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, übermäßig hoch und die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Mo-Gehalt 0,17 bis 0,53 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Mo-Gehalts liegt bei 0,20 %, weiter bevorzugt bei 0,23 % und noch weiter bevorzugt bei 0,25 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Mo-Gehalts liegt bei 0,50%, weiter bevorzugt bei 0,47%, weiter bevorzugt bei 0,45%, weiter bevorzugt bei 0,40% und weiter bevorzugt bei 0,35%.
  • V: 0,23 bis 0,33%
  • Vanadium (V) verbindet sich mit C und/oder N zu feinen Ausscheidungen auf V-Basis und erhöht die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Bei einem V-Gehalt von weniger als 0,23 % wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der V-Gehalt hingegen mehr als 0,33 %, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, vergröbern sich die auf V basierenden Ausscheidungen und es bildet sich eine große Anzahl von auf Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 10 nm. In einem solchen Fall wird die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder hingegen abnehmen. Daher beträgt der V-Gehalt 0,23 bis 0,33 %. Eine bevorzugte untere Grenze des V-Gehalts liegt bei 0,24 %, noch bevorzugter bei 0,25 % und weiter bevorzugt bei 0,26 %. Eine bevorzugte obere Grenze des V-Gehalts liegt bei 0,32 %, besonders bevorzugt bei 0,31 % und weiter bevorzugt bei 0,30 %.
  • Ca: 0,0001 bis 0,0050 %.
  • Kalzium (Ca) ist in Einschlüssen auf Oxid-Basis und auf Sulfid-Basis enthalten und erweicht diese Einschlüsse. Die erweichten Einschlüsse auf Oxid-Basis und die Einschlüsse auf Sulfid-Basis dehnen sich aus und werden beim Warmwalzen geteilt und dadurch veredelt. Dadurch erhöht sich die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder, und insbesondere die Hochzyklus-Emüdungsgrenze steigt. Bei einem Ca-Gehalt von weniger als 0,0001 % werden diese Effekte nicht erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Ca-Gehalt hingegen mehr als 0,0050 %, bilden sich grobe Ca-Sulfide und grobe Einschlüsse auf Oxid-Basis (Ca-Oxide). In diesem Fall wird die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder sinken. Daher beträgt der Ca-Gehalt 0,0001 bis 0,0050 %. Ein bevorzugter unterer Grenzwert für den Ca-Gehalt ist 0,0002%, noch bevorzugter 0,0003%, weiter bevorzugt 0,0004% und weiter bevorzugt 0,0005%. Eine bevorzugte obere Grenze des Ca-Gehalts ist 0,0048%, weiter bevorzugt ist 0,0046%, weiter bevorzugt ist 0,0044%, weiter bevorzugt ist 0,0040%, weiter bevorzugt ist 0,0035%, weiter bevorzugt ist 0,0030%, weiter bevorzugt ist 0,0025% und weiter bevorzugt ist 0,0020%.
  • Cu: 0,050% oder weniger
  • Kupfer (Cu) ist eine Verunreinigung. Während des Herstellungsprozesses der Ventilfeder verringert Cu die Verarbeitbarkeit des für die Ventilfeder verwendeten Stahlmaterials. Daher beträgt der Cu-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des Cu-Gehalts ist 0,045%, weiter bevorzugt 0,043%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030%, weiter bevorzugt 0,025% und noch weiter bevorzugt 0,020%. Der Cu-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des Cu-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze des Cu-Gehalts mehr als 0 %, bevorzugter 0,001 % und weiter bevorzugt 0,002 %.
  • Ni: 0,050% oder weniger
  • Nickel (Ni) ist eine Verunreinigung. Während des Herstellungsprozesses der Ventilfeder verringert Ni die Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial für die Ventilfeder dient. Daher beträgt der Ni-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ni-Gehalt ist 0,045%, weiter bevorzugt 0,043%, weiter bevorzugt 0,040%, und weiter bevorzugt 0,035%. Der Ni-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Ni-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Ni-Gehalts mehr als 0%, weiter bevorzugt 0,001% und weiter bevorzugt 0,002%.
  • Al: 0,0050% oder weniger
  • Aluminium (Al) ist eine Verunreinigung. Al bildet grobe, Einschlüsse auf Oxid-Basis und vermindert dadurch die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der Al-Gehalt 0,0050% oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des Al-Gehalts ist 0,0045%, weiter bevorzugt 0,0043%, weiter bevorzugt 0,0040%, weiter bevorzugt 0,0035%, weiter bevorzugt 0,0030%, weiter bevorzugt 0,0025%, weiter bevorzugt 0,0020%, und noch weiter bevorzugt 0,0015%. Der Al-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Al-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze des Al-Gehalts mehr als 0 %, weiter bevorzugt 0,0001 % und noch weiter bevorzugt 0,0005 %.
  • Ti: 0,050% oder weniger
  • Titan (Ti) ist eine Verunreinigung. Ti bildet grobes TiN. TiN wird leicht zum Ausgangspunkt eines Bruchs und verringert somit die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der Ti-Gehalt 0,050 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ti-Gehalt ist 0,045%, weiter bevorzugt 0,043%, weiter bevorzugt 0,040%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030%, weiter bevorzugt 0,025%, weiter bevorzugt 0,020%, weiter bevorzugt 0,015%, und noch weiter bevorzugt 0,010%. Der Ti-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des Ti-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze des Ti-Gehalts mehr als 0 %, und vorzugsweise 0,001 %.
  • N: 0,0070% oder weniger
  • Stickstoff (N) ist eine Verunreinigung. N verbindet sich mit Al oder Ti zu AlN oder TiN und senkt die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der N-Gehalt 0,0070 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des N-Gehalts liegt bei 0,0060%, noch bevorzugter bei 0,0055% und weiter bevorzugt bei 0,0050%. Der N-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des N-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte untere Grenze für den N-Gehalt von mehr als 0 %, vorzugsweise 0,0001 % und weiter bevorzugt 0,0005 %.
  • Der Rest in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist Fe und Verunreinigungen. Der Begriff „Verunreinigungen“ bezieht sich hier auf Elemente, die bei der industriellen Herstellung des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, aus dem als Rohmaterial verwendeten Erz oder Schrott oder aus der Produktionsumgebung oder dergleichen beigemischt werden und die innerhalb eines Bereichs zugelassen sind, der die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform nicht nachteilig beeinflusst.
  • [Bezüglich optionaler Elemente]
  • Die chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann auch Nb anstelle eines Teils von Fe enthalten.
  • Nb: 0 bis 0,020%
  • Niob (Nb) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Nb-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, verbindet sich Nb mit C und/oder N und bildet Carbide, Nitride oder Carbo-Nitride (im Folgenden als „Nb-Carbo-Nitride und dergleichen“ bezeichnet). Die Nb-Carbonitride und dergleichen verfeinern die Austenitkörner und erhöhen dadurch die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Ist auch nur eine geringe Menge Nb enthalten, so erhält man in gewissem Umfang den oben genannten Effekt. Beträgt der Nb-Gehalt jedoch mehr als 0,020 %, bilden sich grobe Nb-Carbonitride und dergleichen, und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder sinkt. Daher liegt der Nb-Gehalt bei 0 bis 0,020 %. Eine bevorzugte untere Grenze des Nb-Gehalts liegt bei mehr als 0 %, besonders bevorzugt bei 0,003 %, weiter bevorzugt bei 0,005 % und noch weiter bevorzugt bei 0,010 %. Eine bevorzugte obere Grenze des Nb-Gehalts ist 0,018%, bevorzugter ist 0,017%, und weiter bevorzugt ist 0,016%.
  • [Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis in der Ventilfeder]
  • In der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 im Kernabschnitt. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis“ in einem Fall, in dem eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm, die aus dem Grundplattenabschnitt der Ventilfeder entnommen wurde, unter Verwendung eines Transmissionselektronenmikroskops (TEM) beobachtet wird, die Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis pro Flächeneinheit (1 µm2) auf der Beobachtungsoberfläche.
  • In der vorliegenden Beschreibung bezieht sich der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis" auf Ausscheidungen, die V oder V und Cr enthalten. Karbide, die V oder V und Cr enthalten, werden als „V-Karbide“ definiert, und Carbonitride, die V oder V und Cr enthalten, werden als „V-Carbonitride“ definiert. Die Ausscheidungen auf V-Basis sind z. B. V-Carbide oder V-Carbonitride. Bei den Ausscheidungen auf V-Basis kann es sich um Verbundausscheidungen handeln, die entweder ein V-Karbid oder ein V-Carbonitrid und eine oder mehrere Arten anderer Elemente enthalten. Wie bereits erwähnt, müssen die Ausscheidungen auf V-Basis kein Cr enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis fallen plattenförmig entlang einer {001}-Ebene im Ferrit aus. In einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit sind Ausscheidungen auf V-Basis daher als Liniensegmente (Randabschnitte) zu sehen, die sich in linearer Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Daher können Ausscheidungen auf V-Basis durch Betrachtung eines TEM-Bildes der (001)-Ebene in Ferrit leicht von anderen Ausscheidungen wie Karbiden auf Fe-Basis (Zementit oder dergleichen) unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden.
  • Indem eine große Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform zur Ausscheidung gebracht wird, wird die Ermüdungsgrenze erhöht. Wenn die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm weniger als 500 Stück/µm2 beträgt, wird in der Ventilfeder keine ausreichende Ermüdungsgrenze erhalten. Beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 500 Stück/µm2 oder mehr, steigen die Ermüdungsgrenze und das Ermüdungsgrenzverhältnis in der Ventilfeder merklich an. Eine bevorzugte untere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm liegt bei 600 Stück/µm2, noch bevorzugter bei 700 Stück/µm2 und weiter bevorzugt bei 800 Stück/µm2, Die obere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm kann 7500 Stück/µm2 oder 7000 Stück/µm2 betragen.
  • Es ist zu beachten, dass die Obergrenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm nicht besonders limitiert ist. Im Falle der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung liegt die Obergrenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm jedoch bei 8000 Stück/µm2
  • In der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm nach dem folgenden Verfahren bestimmt werden. Die Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten, und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und mit einer Dicke von 0,5 mm wird entnommen. Die Scheibe wird von beiden Seiten mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm beträgt. Danach wird eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm aus einem Abschnitt (z. B. dem mittleren Abschnitt der Scheibe) entnommen, der dem Kernbereich der Ventilfeder der Scheibe entspricht. Die Probe wird in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wird mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht. Insbesondere wird zunächst eine Analyse der Kikuchi-Linien in Bezug auf die Dünnschichtprobe durchgeführt, um die Kristallorientierung der Dünnschichtprobe zu ermitteln. Anschließend wird die Dünnschichtprobe auf der Grundlage der ermittelten Kristallorientierung gekippt und die Dünnschichtprobe so festgelegt, dass die (001)-Ebene im Ferrit (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden kann. Die Dünnschichtprobe wird in das TEM eingesetzt, und die Kikuchi-Linien werden beobachtet. Die Dünnschichtprobe wird so gekippt, dass die [001]-Richtung des Ferrits in den Kikuchi-Linien mit der Einfallsrichtung eines Elektronenstrahls übereinstimmt. Nach der Einstellung wird das tatsächliche Bild aus einer vertikalen Richtung zur (001)-Ebene des Ferrits betrachtet. Nach dem Festlegen der Dünnschichtprobe werden Beobachtungssichtfelder an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe identifiziert, und jedes Beobachtungssichtfeld wird mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200.000x und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungssichtfeld wird auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • 1A ist ein Beispiel für ein TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit einer Dünnschichtprobe, und 1B ist ein schematisches Diagramm eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in Ferrit in einer Dünnschichtprobe. Eine in den Abbildungen mit [100]α bezeichnete Achse bedeutet die [100]-Orientierung im Ferrit, das die Ausgangsphase darstellt. Eine Achse, die in den Abbildungen mit [010]α bezeichnet ist, bedeutet die [010]-Orientierung im Ferrit, das die Ausgangsphase ist. Ausscheidungen auf V-Basis scheiden sich plattenförmig entlang einer {001}-Ebene in Ferrit aus. In Ferritkörnern auf der (001)-Ebene werden Ausscheidungen auf V-Basis als Liniensegmente (Randabschnitte) beobachtet, die sich linear in Bezug auf die [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Im TEM-Bild sind die Ausscheidungen durch einen schwarzen Kontrast dargestellt, der im Vergleich zur Grundphase eine geringere Helligkeit aufweist. Daher werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit schwarz gefärbte Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis betrachtet. Die Länge des Liniensegments einer Ausscheidung auf V-Basis, die im Beobachtungssichtfeld identifiziert wird, wird gemessen, und die gemessene Länge wird als maximaler Durchmesser (nm) der betreffenden Ausscheidungen auf V-Basis definiert. Zum Beispiel bezeichnet die Referenznummer 10 (ein schwarz gefärbtes Liniensegment) in 1A und 1B Ausscheidungen auf V-Basis.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den vier Beobachtungssichtfeldern wird durch die vorgenannte Messung festgestellt. Basierend auf der so ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und der Bruttofläche (0,0324 µm2) der vier Beobachtungssichtfelder wird die Anzahldichte (Stück/µm2) der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm ermittelt.
  • [Mikrostruktur des Kernabschnitts der Ventilfeder]
  • Die Mikrostruktur des Kernabschnitts der Ventilfeder ist eine Struktur, die hauptsächlich aus Martensit besteht. Hier bedeutet die Formulierung „die Mikrostruktur ist eine Struktur, die hauptsächlich aus Martensit besteht“, dass der Flächenanteil von Martensit in der Mikrostruktur 90,0% oder mehr beträgt. Man Beachte, dass der Begriff „Martensit“, wie er in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, Martensit bedeutet. Andere Phasen als Martensit in der Mikrostruktur des Kernabschnitts der Ventilfeder sind Ausscheidungen, Einschlüsse und Restaustenit.
  • Der Flächenanteil von Martensit kann nach folgendem Verfahren festgestellt werden. Die Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Probekörper entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Probekörpers wird eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers entspricht, als Beobachtungsfläche verwendet. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wird diese mit 2 % Salpetersäure-Alkohol (Nital-Ätzreagenz) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wird die mittlere Position eines Liniensegments (d. h. ein Radius R) von der Oberfläche der Ventilfeder zu deren Mittelpunkt als R/2-Position definiert. Die R/2-Position der Beobachtungsfläche wird mit einem optischen Mikroskop mit einer Vergrößerung von 500x beobachtet, und es werden fotografische Bilder von fünf beliebigen Sichtfeldern erzeugt. Die Größe jedes Sichtfeldes wird auf 100 µm × 100 µm festgelegt.
  • In jedem Sichtfeld unterscheidet sich der Kontrast für die jeweiligen Phasen Martensit, Restaustenit, Ausscheidungen, Einschlüsse und dergleichen. Dementsprechend wird Martensit auf der Grundlage des Kontrasts identifiziert. Die Bruttofläche (mµ2) von Martensit in jedem Sichtfeld wird festgestellt. Der Anteil der Bruttofläche von Martensit in allen Sichtfeldern im Verhältnis zur Bruttofläche (10000 µm2 × 5) aller Sichtfelder wird als Flächenanteil (%) von Martensit definiert.
  • [Numerischer Ca-Sulfid-Anteil]
  • In der vorliegenden Ausführungsform werden Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide wie folgt definiert:
    • Einschlüsse auf Oxid-Basis: Einschlüsse mit einem, in Masse-%, O-Gehalt von 10,0 % oder mehr
    • Einschlüsse auf Sulfid-Basis: Einschlüsse mit einem, in Masse-%, S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und einem O-Gehalt von weniger als 10,0 %.
    • Ca-Sulfide: Einschlüsse, bei denen unter den Einschlüssen auf Sulfid-Basis, in Masse%, ein Ca-Gehalt von 10,0 % oder mehr, ein S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und ein O-Gehalt von weniger als 10,0 % vorliegt.
  • Die Einschlüsse auf Oxid-Basis sind zum Beispiel eine oder mehrere Arten, die aus einer Gruppe ausgewählt werden, die aus SiO2, MnO, Al2O3 und MgO besteht. Die Einschlüsse auf Oxid-Basis können zusammengesetzte Einschlüsse sein, die eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus SiO2, MnO, Al2O3 und MgO, und ein anderes Legierungselement enthalten. Bei den Einschlüssen auf Sulfid-Basis handelt es sich beispielsweise um einen oder mehrere Typen, die aus einer Gruppe ausgewählt werden, die aus MnS und CaS besteht, und sie können auch zusammengesetzte Einschlüsse sein, die einen oder mehrere Typen enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus MnS und CaS und einem anderen Legierungselement besteht. Die Ca-Sulfide sind z. B. CaS und können zusammengesetzte Einschlüsse sein, die CaS und ein anderes Legierungselement enthalten.
  • Im Kernabschnitt der Ventilfeder ist der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und Einschlüsse auf Sulfid-Basis als der numerische Ca-Sulfide-Anteil Rca (%) definiert. Das heißt, Rca wird durch die folgende Gleichung dargestellt. Rca = Anzahl der Ca − Sulfide/Gesamtzahl der Einschl u ¨ sse auf Oxid − Basis und der Einschl u ¨ sse auf Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112020005011T5_0001
  • In der vorliegenden Ausführungsform beträgt der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca im Kernabschnitt der Ventilfeder 0,20% oder weniger. Hier bedeutet der Ausdruck „numerischer Ca-Sulfid-Anteil Rca im Kernabschnitt der Ventilfeder“ in einem Fall, in dem der Radius eines Querschnitts, der erhalten wird, wenn die Ventilfeder in der Drahtdurchmesserrichtung geschnitten wurde (d.h. ein Querschnitt parallel zur Drahtdurchmesserrichtung), als R mm genommen wird, den numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca an einer R/2-Position im Querschnitt parallel zur Drahtdurchmesserrichtung der Ventilfeder. Der Begriff „R/2-Position“ bezieht sich hier auf eine Position, die der mittleren Position des Radius R entspricht.
  • 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca und einer Ermüdungsgrenze bei einer Zykluszahl von 108 Zyklen (Hochzyklus-Ermüdungsgrenze) für eine Ventilfeder mit der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Ausführungsform darstellt. 2 zeigt, dass bei einem numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca von mehr als 0,20 % die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze merklich ansteigt, wenn der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca abnimmt. Andererseits, wenn der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20 % oder weniger beträgt, steigt die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze nicht sehr stark an und ist annähernd konstant, selbst wenn der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca reduziert wird. Das heißt, in 2 ist ein Wendepunkt an der Stelle verfügbar, an der der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca = 0,20 % ist.
  • Wie oben beschrieben, nimmt die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze von 108 Zyklen (Hochzyklus-Ermüdungsgrenze) schnell ab, wenn der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca mehr als 0,20 % beträgt. Wenn der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20 % oder weniger beträgt, wird eine ausgezeichnete Hochzyklus-Ermüdungsgrenze beibehalten. Daher beträgt bei der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20 % oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils Rca liegt bei 0,19%, besonders bevorzugt bei 0,18%. Es ist zu beachten, dass eine untere Grenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils zwar nicht besonders limitiert ist, aber im Fall der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung die untere Grenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils beispielsweise 0 % oder beispielsweise 0,01 % beträgt.
  • Der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca wird nach dem folgenden Verfahren gemessen. Die Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Probekörper wird entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Prüfkörpers wird eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers der Ventilfeder entspricht, als Beobachtungsfläche verwendet. Die Beobachtungsfläche ist hochglanzpoliert. Auf der spiegelpolierten Beobachtungsfläche werden mit einem Rasterelektronenmikroskop (REM) mit einer Vergrößerung von 1000x Beobachtungssichtfelder (jedes Beobachtungssichtfeld: 100 µm 100 µm) an 10 beliebigen Stellen in einer R/2-Position beobachtet.
  • Die Einschlüsse in jedem Beobachtungssichtfeld werden auf der Grundlage des Kontrasts in jedem Beobachtungssichtfeld identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wird einer energiedispersiven Röntgenspektroskopie (EDS) unterzogen, um Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide zu identifizieren. Basierend auf den Ergebnissen der EDS-Elementaranalyse, die für die Einschlüsse erhalten wurden, werden insbesondere Einschlüsse mit einem O-Gehalt von 10,0 % oder mehr als „Einschlüsse auf Oxid-Basis“ identifiziert. Unter den Einschlüssen werden Einschlüsse mit einem S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und einem O-Gehalt von weniger als 10,0 % als „Einschlüsse auf Sulfid-Basis“ identifiziert. Darüber hinaus werden unter den identifizierten Einschlüssen auf Sulfid-Basis Einschlüsse mit, in Masse%, einem Ca-Gehalt von 10,0 % oder mehr, einem S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und einem O-Gehalt von weniger als 10,0 % als „Ca-Sulfide“ bezeichnet.
  • Bei den Einschlüssen, die Gegenstand der vorgenannten Identifizierung sind, handelt es sich um Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr. Der Begriff „äquivalenter Kreisdurchmesser“ bedeutet hier den Durchmesser eines Kreises, wenn die Fläche jedes Einschlusses in einen Kreis mit derselben Fläche umgerechnet wird. Wenn die Einschlüsse einen äquivalenten Kreisdurchmesser haben, der mindestens das Zweifache des Strahldurchmessers im EDS beträgt, wird die Genauigkeit der Elementaranalyse erhöht. In der vorliegenden Ausführungsform wird der Strahldurchmesser im EDS, der zur Identifizierung von Einschlüssen verwendet wird, mit 0,2 µm angenommen. In diesem Fall können Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von weniger als 0,5 µm die Genauigkeit der Elementaranalyse im EDS nicht erhöhen. Außerdem haben Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von weniger als 0,5 µm einen äußerst geringen Einfluss auf die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Daher werden in der vorliegenden Ausführungsform Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr als Identifikationsziel angenommen. Die Obergrenze des äquivalenten Kreisdurchmessers von Einschlüssen auf Oxid-Basis, von Einschlüssen auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfiden ist nicht besonders begrenzt und beträgt beispielsweise 100 µm.
  • Der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca (%) wird unter Verwendung von Gleichung (1) basierend auf der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis, die in den vorgenannten Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, und der Gesamtzahl der Ca-Sulfide, die in den vorgenannten Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, ermittelt. Rca = Anzahl der Ca − Sulfide/Gesamtzahl der Einschl u ¨ sse auf Oxid − Basis und der Einschl u ¨ sse auf Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112020005011T5_0002
  • Wie oben beschrieben, liegt in der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts innerhalb des oben genannten Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, und in dem Kernabschnitt liegt die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2 und der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca beträgt 0,20% oder weniger. Daher hat die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze.
  • [Herstellungsverfahren]
  • Nachfolgend wird ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Man beachte, solange die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform derart konfiguriert ist, ist das Verfahren nicht auf das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren limitiert. Das im Folgenden beschriebene Verfahren ist jedoch ein vorteilhaftes Beispiel für die Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform.
  • 3 ist ein Flussdiagramm, das ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform zeigt. Gemäß 3 umfasst das Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform einen Vorbereitungsschritt für den Walzdraht (S10), einen Vorbereitungsschritt für den Stahldraht (S20) und einen Ventilfederherstellungsschritt (S30). Jeder dieser Schritte wird im Folgenden beschrieben.
  • [Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S10)]
  • Der Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S10) umfasst einen Vorbereitungsschritt für das Ausgangsmaterial (S1) und einen Warmumformungsschritt (S2). Im Vorbereitungsschritt für Walzdraht (S 10) wird ein Walzdraht hergestellt, der als Ausgangsmaterial für den Stahldraht dienen wird.
  • [Vorbereitungsschritt für das Ausgangsmaterial (S1)]
  • Im Vorbereitungsschritt (S1) für das Ausgangsmaterial wird ein Ausgangsmaterial mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung hergestellt. Der hier verwendete Begriff „Ausgangsmaterial“ bezieht sich auf einen Vorblock oder einen Barren. Der Vorbereitungsschritt (S1) umfasst einen Raffinationsprozess und einen Gießprozess.
  • [Raffinationsverfahren]
  • Im Raffinationsprozess werden die Stahlschmelze raffiniert und die Komponenten der Stahlschmelze eingestellt. Der Raffinationsprozess umfasst eine Primär- und eine Sekundärraffination. Die Primärveredelung ist die Veredelung mit einem Konverter und ist eine bekannte Veredelung. Die Sekundärveredelung ist die Veredelung in einer Pfanne und ist eine bekannte Veredelung. Bei der Sekundärraffination werden der Stahlschmelze verschiedene Arten von Ferrolegierungen und Hilfsrohstoffen (Schlackenbildner) zugesetzt. Im Allgemeinen enthalten Ferrolegierungen und Hilfsrohstoffe Ca in verschiedenen Formen. Um den Ca-Gehalt und den numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca in der Ventilfeder zu steuern, sind daher (A) die Steuerung des Ca-Gehalts in den Ferrolegierungen und (B) der Zeitpunkt der Zugabe von Hilfsrohstoffen wichtig.
  • [Zu (A)]
  • Im Hinblick auf das vorgenannte (A) ist der Ca-Gehalt in Ferrolegierungen hoch. Weiterhin ist im Falle einer Stahlschmelze, die einer Si-Desoxidation unterzogen wird, die Ca-Ausbeute in der Stahlschmelze hoch. Wenn daher bei der Sekundärraffination Ferrolegierungen mit hohem Ca-Gehalt zugesetzt werden, bilden sich in der Stahlschmelze übermäßig viele Ca-Sulfide, und der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca steigt. Insbesondere bei der Sekundärraffination, wenn der Ca-Gehalt in den Ferrolegierungen, die dem geschmolzenen Stahl zugesetzt werden, mehr als 1,0%, in Masse-%, beträgt, wird der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca mehr als 0,20 % betragen. Daher wird der Ca-Gehalt in den Ferrolegierungen, die der Stahlschmelze bei der Sekundärraffination zugesetzt werden, auf 1,0 % oder weniger eingestellt.
  • [Zu (B)]
  • Darüber hinaus werden der Stahlschmelze in Bezug auf das vorgenannte (B) Hilfsrohstoffe (Schlackenbildner) zugesetzt. Bei den Schlackenbildnern handelt es sich um Branntkalk, Dolomit oder recycelte Schlacke, die Ca-Oxide oder ähnliches enthält. Das Ca in den Schlackenbildnern, die der Stahlschmelze bei der Sekundärveredelung des Raffinationsprozesses zugesetzt werden, ist in den Schlackenbildnern als Ca-Oxide enthalten. Daher wird das Ca in den Schlackenbildnern während der Sekundärveredelung in die Schlacke eingebaut. Werden die Schlackenbildner jedoch in der Endphase der Sekundärraffination dem geschmolzenen Stahl zugesetzt, schwimmt das Ca nicht ausreichend auf und verbleibt im geschmolzenen Stahl, ohne in die Schlacke eingebaut zu werden. In diesem Fall erhöht sich der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca. Daher werden die Schlackenbildner dem geschmolzenen Stahl vor dem Endstadium der Sekundärraffination zugesetzt. Hier bedeutet der Ausdruck „vor dem Endstadium der Sekundärveredelung“ in einem Fall, in dem die Veredelungszeitdauer der Sekundärveredelung als „t (min)“ definiert ist, zumindest innerhalb eines Zeitraums, bis eine Zeit, die 4t/5 Minuten entspricht, ab dem Zeitpunkt, an dem die Sekundärveredelung begann, verstrichen ist. Das heißt, die Schlackenbildner werden der Stahlschmelze vor einem Zeitpunkt zugesetzt, der 0,80 t Minuten nach Beginn der Sekundärveredelung im Veredelungsprozess entspricht.
  • Durch die Durchführung des oben beschriebenen Raffinationsprozesses wird der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca im Kernabschnitt der Ventilfeder auf 0,20% oder weniger gebracht.
  • [Gießverfahren]
  • Ein Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) wird unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt, der durch das oben beschriebene Raffinationsverfahren erzeugt wurde. Insbesondere wird ein Vorblock in einem Stranggussverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt. Alternativ dazu kann ein Block durch ein Blockherstellungsverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt werden. Der Warmumformungsschritt (S2), der der nächste Schritt ist, wird unter Verwendung des Vorblocks oder des Blocks (Ausgangsmaterial) durchgeführt.
  • [Warmumformungsschritt (S2)]
  • Im Warmumformungsschritt (S2) wird das im Vorbereitungsschritt (S1) für das Ausgangsmaterial vorbereitete Ausgangsmaterial (Vorblock oder Block) einer Warmumformung unterzogen, um ein Stahlmaterial (Walzdraht) für eine Ventilfeder herzustellen.
  • Der Warmumformungsschritt (S2) umfasst einen Vorwalzprozess und einen Fertigwalzprozess. Beim Vorwalzen wird zunächst das Ausgangsmaterial erwärmt. Zum Erwärmen des Vormaterials wird ein Erwärmungsofen oder eine Sickergrube verwendet. Der Erwärmungsofen oder die Sickergrube erwärmt das Ausgangsmaterial auf 1200 bis 1300 °C. Das Ausgangsmaterial wird beispielsweise 1,5 bis 10,0 Stunden lang bei einer Ofentemperatur von 1200 bis 1300 °C gehalten. Nach dem Erwärmen wird das Ausgangsmaterial aus dem Erwärmungsofen oder der Sickergrube entnommen und einem Warmwalzen unterzogen. Für das Warmwalzen im Vorwalzverfahren wird zum Beispiel ein Blockwalzwerk verwendet. Das Vorwalzwerk dient dazu, das Ausgangsmaterial zu einem Knüppel zu walzen. Ist dem Vorwalzwerk ein kontinuierliches Walzwerk nachgeschaltet, kann das kontinuierliche Walzwerk dazu verwendet werden, den nach dem Blockwalzen erhaltenen Knüppel weiterhin warmzuwalzen, um so einen Knüppel mit noch kleineren Abmessungen herzustellen. In dem kontinuierlichen Walzwerk sind horizontale Gerüste mit einem Paar horizontaler Walzen und vertikale Gerüste mit einem Paar vertikaler Walzen abwechselnd in einer Reihe angeordnet. Durch das oben beschriebene Verfahren wird aus dem Ausgangsmaterial im Vorwalzverfahren ein Knüppel hergestellt.
  • Beim Fertigwalzen wird der nach dem Vorwalzen erhaltene Knüppel einem Warmwalzen unterzogen, um einen Walzdraht herzustellen. Dazu wird der Knüppel in einen Erwärmungsofen geladen und auf 900 bis 1250 °C erwärmt. Die Erwärmungszeit bei einer Ofentemperatur von 900 bis 1250 °C beträgt beispielsweise 0,5 bis 5,0 Stunden. Nach dem Erwärmen wird der Knüppel aus dem Erwärmungsofen entnommen. Der entnommene Knüppel wird in einem kontinuierlichen Walzwerk warmgewalzt, um einen Walzdraht herzustellen. Der Durchmesser des Walzdrahtes ist nicht besonders limitiert. Die Bestimmung des Durchmessers des Walzdrahtes basiert auf dem Drahtdurchmesser der Ventilfeder, die das Endprodukt darstellt. Ein Walzdraht wird durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren hergestellt.
  • [Vorbereitungsschritt Stahldraht (S20)]
  • Im Vorbereitungsschritt Stahldraht (S20) wird ein Stahldraht vorbereitet, der als Ausgangsmaterial für eine Ventilfeder dient. Der Begriff „Stahldraht“ bezeichnet hier ein Stahlmaterial, das dadurch erhalten wird, dass ein Walzdraht, der ein Warmformungsmaterial (Warmwalzmaterial) ist, ein oder mehrere Male einem Drahtziehen unterzogen wird. Der Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht umfasst einen Patentierungsbehandlungsschritt (S3), der nach Bedarf durchgeführt wird, einen Drahtziehschritt (S4) und einen Abschreck- und Anlassschritt (S5).
  • [Patentierungsbehandlungsschritt (S3)]
  • In dem Patentierungsbehandlungsschritt (S3) wird eine Patentierungsbehandlung an dem durch den Vorbereitungsschritt (S10) hergestellten Walzdraht durchgeführt, um die Mikrostruktur des Walzdrahtes in eine Ferrit- und Perlitstruktur zu verwandeln und dadurch den Walzdraht zu erweichen. Es reicht aus, die Patentierungsbehandlung nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Die Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung beträgt beispielsweise 550 °C oder mehr, vorzugsweise 580 °C oder mehr. Die obere Grenze der Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung liegt bei 750 °C. Man beachte, dass der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) kein essentieller Schritt ist, sondern ein beliebiger Schritt. Das heißt, der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) muss nicht durchgeführt werden.
  • [Drahtziehschritt (S4)]
  • Wenn der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) durchgeführt wird, wird der Walzdraht nach dem Patentierungsbehandlungsschritt (S3) im Drahtziehschritt (S4) einem Drahtziehen unterzogen. Wenn der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) nicht durchgeführt wird, wird der Walzdraht nach dem Warmumformungsschritt (S2) im Drahtziehschritt (S4) dem Drahtziehen unterzogen. Durch das Drahtziehen wird ein Stahldraht mit einem gewünschten Außendurchmesser hergestellt. Der Drahtziehschritt (S4) kann nach einem bekannten Verfahren durchgeführt werden. Insbesondere wird der Walzdraht einer Schmierbehandlung unterzogen, und auf der Oberfläche des Walzdrahtes wird ein Schmiermittelüberzug, z. B. ein Phosphatüberzug oder eine Metallseifenschicht, gebildet. Nach der Schmierbehandlung wird der Walzdraht bei normaler Temperatur gezogen. Für das Ziehen des Drahtes kann eine bekannte Drahtziehmaschine verwendet werden. Eine Drahtziehmaschine ist mit Matrizen ausgestattet, um den Walzdraht dem Drahtziehen zu unterziehen.
  • [Abschreck- und Anlassschritt (S5)]
  • In dem Abschreck- und Anlassschritt (S5) wird der Stahldraht nach der Drahtziehschritt (S4) einer Abschreck- und Vergütungsbehandlung unterzogen. Der Abschreck- und Anlassschritt (S5) umfasst eine Abschreck- und eine Anlassbehandlung. Beim Abschrecken wird der Stahldraht zunächst auf den Ac3-Umwandlungspunkt oder höher erwärmt. Das Erwärmen erfolgt z. B. mit einem Hochfrequenz-Induktionsheizgerät. Der erwärmte Stahldraht wird schnell abgekühlt. Das Verfahren der Schnellabkühlung kann eine Wasserkühlung oder eine Ölkühlung sein. Durch den Abschreckprozess wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes in eine Struktur gebracht, die hauptsächlich aus Martensit besteht.
  • Nach dem Abschreckprozess wird der Stahldraht einem Anlassen unterzogen. Die Anlasstemperatur beim Anlassen ist der Ac1-Umwandlungspunkt oder niedriger. Die Anlasstemperatur beträgt z.B. 250 bis 500 °C. Durch das Durchführen des Anlassprozesses wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes so hergestellt, dass sie hauptsächlich aus angelassenem Martensit besteht. Ein Stahldraht für eine Ventilfeder wird durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren hergestellt.
  • [Ventilfederherstellungsschritt (S30)]
  • In dem Ventilfederherstellungsschritt (S30) wird eine Ventilfeder unter Verwendung des Stahldrahtes hergestellt, der in dem Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht hergestellt wurde. Der Ventilfederherstellungsschritt (S30) umfasst einen Kaltwickelschritt (S6), einen Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7), einen Nitrierschritt (S8), einen Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis und einen Kugelstrahl-Schritt (S9).
  • [Kaltwickelschritt (S6)]
  • Im Kaltwickelschritt (S6) wird der im Vorbereitungsschritt (S20) hergestellte Stahldraht einem Kaltwickelvorgang unterzogen, um ein Stahlzwischenmaterial für eine Ventilfeder herzustellen. Das Kaltwickeln wird mit einer bekannten Wickelvorrichtung durchgeführt. Der Wickelapparat ist beispielsweise mit einer Vielzahl von Übertragungsrollensätzen, einer Drahtführung, einer Vielzahl von Windungsformungswerkzeugen (Wickelstiften) und einem Dorn mit einem halbkreisförmigen Querschnitt ausgestattet. Jeder Übertragungsrollensatz umfasst ein Paar einander zugewandter Rollen. Die Vielzahl der Übertragungsrollensätze ist in einer Reihe angeordnet. Jeder Übertragungsrollensatz legt den Stahldraht zwischen dem Paar von Rollen fest und transportiert den Stahldraht in der Drahtführungsrichtung. Der Stahldraht läuft durch die Drahtführung. Der Stahldraht, der die Drahtführung durchlaufen hat, wird durch die Vielzahl von Wickelstiften und den Dorn bogenförmig gebogen und dadurch zu einem spulenförmigen Stahlzwischenmaterial geformt.
  • [Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7)]
  • Der Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) ist ein essentieller Schritt. Im Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) wird eine Glühbehandlung durchgeführt, um Restspannungen zu beseitigen, die im Stahlzwischenmaterial durch den Kaltwickelschritt (S6) erzeugt wurden. Die Behandlungstemperatur (Glühtemperatur) bei der Glühbehandlung wird z. B. auf 400 bis 500 °C festgelegt. Die Haltezeit bei der Glühtemperatur ist nicht besonders limitiert, beträgt aber zum Beispiel 10 bis 50 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit lässt man das Stahlzwischenmaterial abkühlen oder kühlt es langsam auf Normaltemperatur ab.
  • [Nitrierschritt (S8)]
  • In dem Nitrierschritt (S8) wird das Stahlzwischenmaterial nach der Spannungsarmglühbehandlung (S7) nitriert. Beim Nitrieren wird Stickstoff veranlasst, in die äußere Schicht des Stahlzwischenmaterials einzudringen, und eine nitrierte Schicht (gehärtete Schicht) wird an der äußeren Schicht des Stahlzwischenmaterial durch Festlösungsverfestigung durch gelösten Stickstoff und Ausscheidungsverfestigung durch Nitridbildung gebildet.
  • Es genügt, das Nitrieren unter den bekannten Bedingungen durchzuführen. Das Nitrieren wird bei einer Behandlungstemperatur (Nitriertemperatur) durchgeführt, die nicht höher ist als der Ac1-Umwandlungspunkt. Die Nitriertemperatur beträgt zum Beispiel 400 bis 530 °C. Die Haltezeit bei der Nitriertemperatur liegt zwischen 1,0 und 5,0 Stunden. Die Atmosphäre innerhalb des Ofens, in dem das Nitrieren durchgeführt wird, ist nicht besonders limitiert, solange es sich um eine Atmosphäre handelt, in der das chemische Potential des Stickstoffs ausreichend hoch wird. Die Ofenatmosphäre für das Nitrieren kann z. B. aus einer Atmosphäre bestehen, der ein Gas mit aufkohlenden Eigenschaften (RX-Gas o. ä.) beigemischt ist, wie dies beim Weichnitrieren der Fall ist.
  • [Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen)]
  • In dem Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird das Stahlzwischenmaterial nach dem Nitrierschritt (S8) einer Wärmebehandlung (Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis) unterzogen, um feine Ausscheidungen auf V-Basis in dem Stahlzwischenmaterial zu bilden. Durch die Durchführung des Wärmebehandlungsschritts (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis im Kernabschnitt der Ventilfeder wird die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm auf 500 bis 8000 Stück/µm2 hergestellt.
  • Bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird eine Wärmebehandlungstemperatur T (°C) in einem Bereich von 540 bis 650 °C festgelegt. Eine Haltezeit t (min) bei der Wärmebehandlungstemperatur T (°C) ist nicht besonders limitiert und liegt beispielsweise in einem Bereich von 5/60 (d.h. 5 Sekunden) bis 50 Minuten.
  • Die Wärmebehandlungstemperatur T bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis kann höher sein als die Nitriertemperatur beim Nitrieren. Bei dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder wird in einer Wärmebehandlung (Spannungsarmglühbehandlung o.ä.) nach einem Abschrecken und Anlassen eine Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt als die beim Nitrieren verwendete Nitriertemperatur. Dies liegt daran, dass das herkömmliche Verfahren zur Herstellung von Ventilfedern auf der technischen Idee basiert, dass die Ermüdungsgrenze erhöht wird, indem die Festigkeit und Härte des Stahls auf einem hohen Niveau gehalten wird. Beim Nitrieren ist ein Erwärmen auf eine Nitriertemperatur erforderlich. Daher wird bei dem herkömmlichen Herstellungsverfahren eine Abnahme der Festigkeit des Stahls dadurch unterdrückt, dass die Erwärmungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich unter der Nitriertemperatur liegt. Andererseits wird für die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform anstelle der technischen Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials die technische Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Bildung einer großen Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße angenommen. Daher wird bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis die Wärmebehandlungstemperatur T auf 540 bis 650 °C festgelegt, also auf einen Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis leicht bilden können. Eine bevorzugte untere Grenze der Wärmebehandlungstemperatur T liegt bei 550 °C, weiter bevorzugt bei 560 °C, weiter bevorzugt bei 565 °C, und noch weiter bevorzugt bei 570 °C.
  • Darüber hinaus wird die Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis so durchgeführt, dass Fn, definiert durch die folgende Gleichung (2), im Bereich von 27,0 bis 40,0 liegt. Fn = T { t 1 / 8 + ( 2 Cr + Mo + 4 V ) } / 100
    Figure DE112020005011T5_0003
    T in Gleichung (2) stellt eine Wärmebehandlungstemperatur (°C) bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis dar, und t stellt eine Haltezeit (min) bei der Wärmebehandlungstemperatur T dar. Der Gehalt (Massen-%) eines entsprechenden Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Ventilfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) wird für jedes Symbol eines Elements in Gleichung (2) ersetzt.
  • Die Menge an Ausscheidungen auf V-Basis, die ausgeschieden werden, wird nicht nur von der Wärmebehandlungstemperatur T (°C) und der Haltezeit t (min) beeinflusst, sondern auch von den jeweiligen Gehalten an Cr, Mo und V, die Elemente sind, die zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis beitragen.
  • Insbesondere die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird durch Cr und Mo begünstigt. Obwohl der Grund dafür nicht klar ist, ist der folgende Grund denkbar. In einem Temperaturbereich, der niedriger ist als ein Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis bilden, bildet Cr Karbide auf Fe-Basis wie Zementit oder Cr-Karbide. Ebenso bildet Mo in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als ein Temperaturbereich, in dem sich Ausscheidungen auf V-Basis bilden, Mo-Karbide (Mo2C). Mit steigender Temperatur lösen sich die Fe-basierten Karbide, Cr-Karbide und Mo-Karbide auf und dienen als Keimstellen für Ausscheidungen auf V-Basis. Infolgedessen wird bei der Erwärmungstemperatur T die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis erleichtert.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Ventilfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wird die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unzureichend sein, wenn Fn weniger als 27,0 beträgt. In diesem Fall wird im Kernabschnitt der hergestellten Ventilfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm weniger als 500 Stück/µm2 betragen. Andererseits, unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts der Ventilfeder (d.h. die chemische Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, werden die gebildeten Ausscheidungen auf V-Basis vergröbert, wenn Fn mehr als 40,0 beträgt. In diesem Fall wird im Kernabschnitt der hergestellten Ventilfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm weniger als 500 Stück/µm2 betragen.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung der Ventilfeder (der chemischen Zusammensetzung des Stahldrahts) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wenn Fn im Bereich von 27,0 bis 40,0 liegt, wird im Kernabschnitt der hergestellten Ventilfeder die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2 liegen.
  • Eine bevorzugte untere Grenze von Fn liegt bei 27,5, weiter bevorzugt bei 28,0, weiter bevorzugt bei 28,5 und weiter bevorzugt bei 29,0. Eine bevorzugte obere Grenze von Fn ist 39,5, weiter bevorzugt 39,0, weiter bevorzugt 38,5 und noch weiter bevorzugt 38,0.
  • [Kugelstrahl-Schritt (S9)]
  • Der Kugelstrahl-Schritt (S9) ist ein essentieller Schritt. Beim Kugelstrahl-Schritt (S9) wird die Oberfläche des Stahlzwischenmaterials kugelgestrahlt. Auf diese Weise werden Druckeigenspannungen in die äußere Schicht der Ventilfeder eingebracht, und die Ermüdungsgrenze kann weiterhin erhöht werden. Das Kugelstrahlen kann nach einem bekannten Verfahren durchgeführt werden. Für das Kugelstrahlen werden z.B. Strahlmittel mit einem Durchmesser von 0,01 bis 1,5 mm verwendet. Als Strahlmittel können bekannte Strahlmittel wie Stahlschrot oder Stahlkugeln verwendet werden. Die auf die Ventilfeder einwirkende Druckeigenspannung wird in Abhängigkeit vom Durchmesser des Strahlmittels, der Schussgeschwindigkeit, der Schusszeit (Dauer) und der pro Zeiteinheit auf eine Fläche geschossenen Strahlmittelmenge eingestellt.
  • Die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform kann durch das oben beschriebene Produktionsverfahren hergestellt werden. In der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform liegt der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, und im Kernabschnitt liegt die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 500 bis 8000 Stück/µm2. Darüber hinaus beträgt der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20 % oder weniger. Daher erhält man eine ausgezeichnete Hochzyklus-Ermüdungsgrenze.
  • Man beachte, dass in dem oben erwähnten Produktionsablauf (3) eine derartige Konfiguration angenommen wird, bei der der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nach dem Nitrierschritt (S8) erfolgt. Solange jedoch der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nach dem Abschrecken im Abschreck- und Anlassschritt (S5) erfolgt, kann der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis in jedem Stadium durchgeführt werden. Beispielsweise kann ein Produktionsfluss angenommen werden, bei dem nach dem Nitrierschritt (S8) der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nicht vor dem Kugelstrahl-Schritt (S9) durchgeführt wird, und stattdessen der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nach dem Kugelstrahl-Schritt (S9) durchgeführt wird. Weiterhin kann ein Produktionsablauf angenommen werden, bei dem der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Nitrierschritt (S8) und vor dem Kugelstrahl-Schritt (S9) liegt, und stattdessen der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Abschreck- und Anlassschritt (S5) und vor dem Kaltwickelschritt (S6) liegt. Darüber hinaus kann der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis anstelle des Anlassens im Abschreck- und Anlassschritt (S5) durchgeführt werden. In diesem Fall dient der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis auch als Anlassen. In einem Fall, in dem der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis anstelle des Anlassens nach dem Abschrecken durchgeführt wird, braucht der Wärmebehandlungsschritt (S100) zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht nach dem Nitrierschritt (S8) durchgeführt zu werden.
  • Es ist zu beachten, dass ein Hersteller der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform die Lieferung eines Walzdrahtes von einem Dritten erhalten kann und den Vorbereitungsschritt (S20) für den Stahldraht und den Ventilfederherstellungsschritt (S30) unter Verwendung des vorbereiteten Walzdrahtes durchführen kann. Ein Hersteller der Ventilfeder kann auch die Lieferung eines Stahldrahtes von einer dritten Partei erhalten und den Ventilfederherstellungsschritt (S30) unter Verwendung des vorbereiteten Stahldrahtes durchführen.
  • BEISPIEL
  • Vorteilhafte Wirkungen der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform werden nun anhand eines Beispiels näher beschrieben. Die im folgenden Beispiel angenommenen Bedingungen sind ein Beispiel für Bedingungen, die angenommen wurden, um die Durchführbarkeit und die vorteilhaften Wirkungen der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform zu bestätigen. Dementsprechend ist die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform nicht auf dieses eine Beispiel von Bedingungen limitiert.
  • Es wurden geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt.
    Figure DE112020005011T5_0004
  • In Tabelle 1 bedeutet das Symbol „-“, dass der Gehalt des entsprechenden Elements unter der Nachweisgrenze lag. Das heißt, es bedeutet, dass das entsprechende Element nicht enthalten war. Beispielsweise in Bezug auf den Nb-Gehalt der Stahlsorte A bedeutet das „-“ Symbol, dass der Gehalt „0"% beträgt, wenn der Gehalt auf drei Dezimalstellen gerundet wird. Bei den chemischen Zusammensetzungen der in Tabelle 1 aufgeführten Stahlsorten handelt es sich neben den in Tabelle 1 aufgeführten Elementen um Fe und Verunreinigungen. Die Veredelungsbedingungen (Ca-Gehalt (Masse-%) in Ferrolegierungen, die der Stahlschmelze bei der Sekundärveredelung zugesetzt werden, und, wenn die Veredelungszeit bei der Sekundärveredelung als „t (min)“ angegeben wird, die Zeit vom Beginn der Sekundärveredelung bis zur Zugabe von Schlackenbildnern) bei der Herstellung der Stahlschmelze waren in Tabelle 2 aufgeführt.
    Figure DE112020005011T5_0011
  • Jeder der geschmolzenen Stähle nach dem Raffinieren wurde zur Herstellung eines Vorblocks im Stranggussverfahren verwendet. Nach dem Erwärmen des Gussstücks wurde ein Vorwalzen, d. h. ein Grobwalzverfahren, und anschließend ein kontinuierliches Walzen durch ein Stranggussverfahren durchgeführt, um einen Knüppel mit einem Querschnitt von 162 mm × 162 mm senkrecht zur Längsrichtung herzustellen. Die für das Vorwalzen verwendete Erwärmungstemperatur betrug 1200 bis 1250 °C, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 2,0 Stunden.
  • Der hergestellte Knüppel wurde einem Fertigwalzverfahren unterzogen, um einen Walzdraht mit einem Durchmesser von 5,5 mm herzustellen. Die Erwärmungstemperatur in einem Wiedererwärmungsofen für jede Versuchsnummer im Fertigwalzverfahren betrug 1150 bis 1200 °C, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 1,5 Stunden.
  • Der hergestellte Walzdraht wurde einer Patentierungsbehandlung unterzogen. Die Erwärmungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung betrug 650 bis 700 °C, die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur 20 Minuten. Der Walzdraht wurde nach der Patentierungsbehandlung einem Drahtziehen unterzogen, um einen Stahldraht mit einem Durchmesser von 4,0 mm herzustellen. Der hergestellte Stahldraht wurde abgeschreckt. Die Abschrecktemperatur betrug 950 bis 1000 °C. Nach Ablauf der Haltezeit wurde der Stahldraht einer Wasserkühlung unterzogen. Nach dem Abschrecken wurde der Stahldraht angelassen. Die Anlasstemperatur betrug 480 °C. Die Stahldrähte mit den entsprechenden Prüfnummern wurden nach dem obigen Verfahren hergestellt.
  • Der hergestellte Stahldraht wurde einem Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder unterzogen. Insbesondere wurde der Stahldraht jeder Prüfnummer unter den gleichen Bedingungen kalt gewickelt, um ein gewickeltes Stahlzwischenmaterial herzustellen. Das Stahlzwischenmaterial wurde einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen. Die Glühtemperatur beim Spannungsarmglühen betrug 450 °C, und die Haltezeit bei der Glühtemperatur betrug 20 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit ließ man das Stahlzwischenmaterial abkühlen.
  • Das Stahlzwischenmaterial wurde nach dem Spannungsarmglühen einer Nitrierbehandlung unterzogen. Die Nitriertemperatur wurde auf 450 °C festgelegt, und die Haltezeit bei der Nitriertemperatur wurde auf 5,0 Stunden festgelegt. Das Stahlzwischenmaterial wurde nach dem Nitrieren einer Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unterzogen.
  • Die Erwärmungstemperatur T, die Haltezeit t (min) bei der Erwärmungstemperatur T (°C) und der Fn-Wert bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis sind in Tabelle 2 angegeben. Nach der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wurde das Kugelstrahlen unter den bekannten Bedingungen durchgeführt. Zunächst wurde das Kugelstrahlen mit geschnittenem Draht mit einem Durchmesser von 0,8 mm als Strahlmittel durchgeführt. Anschließend wurde das Kugelstrahlen mit Stahlkugeln mit einem Durchmesser von 0,2 mm als Strahlmittel durchgeführt. Die Schussgeschwindigkeit, die Schusszeit (Dauer) und die Menge des auf eine Flächeneinheit pro Zeiteinheit geschossenen Strahlmittels beim Kugelstrahlen der ersten Stufe und der zweiten Stufe wurden für jede Versuchsnummer gleich gemacht. Es ist zu beachten, dass bei Versuchsnummer 10 keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis erwärmt wurde, und dass das vorgenannte Kugelstrahlen auf dem Stahlzwischenmaterial nach dem Nitrieren durchgeführt wurde.
  • Die Ventilfedern wurden nach dem oben beschriebenen Produktionsverfahren hergestellt. Die hergestellten Ventilfedern jeder Prüfnummer wurden den folgenden Bewertungstests unterzogen.
  • [Mikrostrukturbeobachtungstest]
  • Die Ventilfeder jeder Prüfnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten, und ein Probekörper wurde entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Probekörpers wurde eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers entspricht, als Beobachtungsfläche gewählt. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wurde die Beobachtungsfläche mit 2%iger Salpetersäure-AlkoholLösung (Nital-Ätzmittel) geätzt. Eine R/2-Position der geätzten Beobachtungsfläche wurde mit einem Lichtmikroskop mit einer Vergrößerung von 500x beobachtet, und es wurden fotografische Bilder von fünf beliebigen Sichtfeldern erstellt. Die Größe der einzelnen Sichtfelder wurde auf 100 µm 100 µm festgelegt. In jedem Sichtfeld unterschied sich der Kontrast für die jeweiligen Phasen Martensit, Restaustenit, Ausscheidungen, Einschlüsse und dergleichen. Daher wurde der Martensit anhand des Kontrasts identifiziert. Die Bruttofläche (µm2) des in jedem Sichtfeld identifizierten Martensits wurde ermittelt. Der Anteil der Bruttofläche von Martensit in allen Sichtfeldern im Verhältnis zur Bruttofläche (10000 µm2 × 5) aller Sichtfelder wurde als Flächenanteil (%) von Martensit definiert. Der so festgestellte Flächenanteil an Martensit ist in Tabelle 2 dargestellt. Bei jeder Prüfnummer betrug der Flächenanteil an Martensit 90,0 % oder mehr.
  • [Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • Die Ventilfeder jeder Prüfnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und mit einer Dicke von 0,5 mm wurde entnommen. Beide Seiten der Scheibe wurden mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm betrug. Danach wurde eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm aus dem Mittelteil (einem Abschnitt, der dem Kernabschnitt der Ventilfeder entspricht) der Scheibe entnommen. Die Probe wurde in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wurde mit einem Transmissionselektronenmikroskop untersucht. Zunächst wurde eine Analyse der Kikuchi-Linien in Bezug auf die Dünnschichtprobe durchgeführt, um die Kristallorientierung der Dünnschichtprobe zu identifizieren. Anschließend wurde die Dünnschichtprobe entsprechend der ermittelten Kristallorientierung gekippt und die Dünnschichtprobe so festgelegt, dass die (001)-Ebene des Ferrits (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden konnte. Die Dünnschichtprobe wurde in ein TEM eingesetzt, und die Kikuchi-Linien wurden beobachtet. Die Dünnschichtprobe wurde so gekippt, dass die [001]-Richtung des Ferrits in den Kikuchi-Linien mit der Einfallsrichtung des Elektronenstrahls übereinstimmte. Nach der Einstellung wurde das eigentliche Bild aus einer vertikalen Richtung auf die (001)-Ebene des Ferrits beobachtet. Nach dem Festlegen der Dünnschichtprobe wurden an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe Beobachtungssichtfelder identifiziert, und jedes Beobachtungssichtfeld wurde mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200000x und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungssichtfeld wurde auf 0,09 µm x 0,09 µm festgelegt.
  • In einem TEM-Bild werden Ausscheidungen durch einen schwarzen Kontrast dargestellt, der im Vergleich zur Ausgangsphase eine geringere Helligkeit aufweist. Daher wurden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit schwarze Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis betrachtet. Die Länge des Liniensegments der jeweiligen Ausscheidungen auf V-Basis, die in jedem der Beobachtungssichtfelder identifiziert wurden, wurde gemessen, und die gemessene Länge wurde als maximaler Durchmesser der betreffenden Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den vier Beobachtungssichtfeldern wurde durch die vorgenannte Messung festgestellt. Basierend auf der ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und der Bruttofläche (0,0324 µm2) der vier Beobachtungssichtfelder wurde die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm (Stück/µm2) ermittelt. Die ermittelte Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis ist in der Spalte „Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm2)“ in Tabelle 2 angegeben. Das Symbol „-“ in der Spalte „Ausscheidungen auf V-Basis Anzahldichte (Stück/µm2)" bedeutet, dass die Anzahldichte 0 Stück/µm2 betrug.
  • [Numerischer Ca-Sulfide-Anteil Rca-Messungstest]
  • Die Ventilfeder jeder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Probekörper wurde entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Probekörpers wurde eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers der Ventilfeder entspricht, als Beobachtungsoberfläche gewählt. Die Beobachtungsfläche wurde hochglanzpoliert. Auf der spiegelpolierten Beobachtungsfläche wurden mit einem Rasterelektronenmikroskop (REM) mit einer Vergrößerung von 1000x Beobachtungssichtfelder (jedes Beobachtungssichtfelder: 100 µm × 100 µm) an 10 beliebigen Stellen in einer R/2-Position beobachtet.
  • Die Einschlüsse in jedem Beobachtungssichtfeld wurden auf der Grundlage des Kontrasts in jedem Beobachtungssichtfeld identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wurde einer EDS-Analyse unterzogen, um Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide zu identifizieren. Basierend auf den Ergebnissen der EDS-Elementaranalyse, die für die Einschlüsse erhalten wurden, wurden Einschlüsse mit einem O-Gehalt von 10,0 % oder mehr in Masse% als „Einschlüsse auf Oxid-Basis“ identifiziert. Unter den Einschlüssen wurden Einschlüsse mit einem S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und einem O-Gehalt von weniger als 10,0 % als „Einschlüsse auf Sulfid-Basis“ identifiziert. Darüber hinaus wurden unter den identifizierten Einschlüssen auf Sulfid-Basis Einschlüsse mit einem Ca-Gehalt von 10,0 % oder mehr, einem S-Gehalt von 10,0 % oder mehr und einem O-Gehalt von weniger als 10,0 % als „Ca-Sulfide“ identifiziert.
  • Bei den Einschlüssen, die Gegenstand der vorgenannten Identifizierung waren, handelte es sich um Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr. Der Strahldurchmesser im EDS, der zur Identifizierung der Einschlüsse verwendet wurde, wurde auf 0,2 µm festgelegt. Der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca (%) wurde anhand der Gleichung (1) bestimmt, die auf der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis basiert, die in den vorgenannten Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, sowie auf der Gesamtzahl der Ca-Sulfide, die in den vorgenannten Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden. Rca = Anzahl der Ca − Sulfide/Gesamtzahl der Einschl u ¨ sse auf Oxid − Basis und der Einschl u ¨ sse auf Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112020005011T5_0007
  • (Vickers-Härtemessung)
  • Die Härte des Kernabschnitts der Ventilfeder jeder Testnummer wurde durch eine Vickers-Härteprüfung festgestellt. Insbesondere wurde eine Vickers-Härteprüfung in Übereinstimmung mit JIS Z 2244 (2009) an drei beliebigen Stellen an einer R/2-Position („R“ steht für den Radius) eines Querschnitts in Richtung des Drahtdurchmessers der Ventilfeder jeder Testnummer durchgeführt. Die Prüfkraft wurde auf 0,49 N festgelegt. Der arithmetische Mittelwert der an den drei Stellen erhaltenen Vickershärtewerte wurde als Vickershärte des Kernabschnitts der Ventilfeder der betreffenden Prüfnummer angenommen.
  • [Ermüdungstest]
  • Mit den Ventilfedern jeder Prüfnummer wurde ein nachfolgend beschriebener Ermüdungstest durchgeführt. Für den Ermüdungstest wurde ein Druckermüdungstest durchgeführt, bei dem eine wiederholte Belastung in Richtung der Mittelachse der gewickelten Ventilfedern aufgebracht wurde. Als Prüfmaschine wurde ein elektrohydraulisches Servo-Ermüdungsprüfgerät (Belastbarkeit 500 kN) verwendet.
  • Als Prüfbedingungen wurde ein Spannungsverhältnis von 0,2 als Belastung festgelegt, und die Frequenz wurde von 1 bis 3 Hz festgelegt. Die Prüfung wurde bis zum Bruch der Ventilfeder durchgeführt, wobei eine Zyklenzahl von 108 Zyklen als Obergrenze festgelegt wurde. Wenn die Ventilfeder nicht vor Erreichen von 108 Zyklen brach, wurde der Test bei 108 Zyklen gestoppt und es wurde festgestellt, dass das Ergebnis des Tests „kein Bruch“ war. In diesem Fall wurde der Höchstwert der Prüfspannung, bei dem die Ventilfeder nach 108 Zyklen nicht brach, als „FM“ definiert, und der Mindestwert der Prüfspannung, bei dem die Ventilfeder vor Erreichen von 108 Zyklen bei einem Wert von mindestens FM brach, wurde als „FB“ definiert. Der arithmetische Mittelwert von FM und FB wurde als „FA“ definiert, und der Wert von FA in einem Fall, in dem (FB - FM)/FA ≤ 0,10 beträgt, wurde als die Ermüdungsgrenze (MPa) definiert. Andererseits wurde in einem Fall, in dem alle Ventilfedern infolge der Prüfung gebrochen sind, d. h. in einem Fall, in dem FM nicht erhalten werden konnte, eine Prüfspannung, die einer Lebensdauer von 108 Zyklen entspricht, auf der Grundlage des Verhältnisses zwischen der Bruchlebensdauer und der Prüfspannung extrapoliert, und die erhaltene Prüfspannung wurde als Ermüdungsgrenze (MPa) definiert. Dabei entsprach die Prüfspannung der Oberflächenspannungsamplitude an der Bruchstelle. Für die Ventilfedern jeder Versuchsnummer wurde basierend auf den vorgenannten Definitionen und den Auswerteversuchen eine Ermüdungsgrenze (MPa) bei einem hohen Zyklus festgelegt. Außerdem wurde aus der erhaltenen Ermüdungsgrenze und der Vickershärte des Kernabschnitts ein Verhältnis der Ermüdungsgrenze (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte des Kernabschnitts) ermittelt.
  • [Prüfergebnisse]
  • Die Prüfergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. Aus der Tabelle 2 geht hervor, dass bei den Versuchen 1 bis 13 die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren angemessen waren. Daher betrug der Martensitflächenanteil in der Mikrostruktur des Kernabschnitts der Ventilfeder 90,0 % oder mehr. Darüber hinaus betrug die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in jeder dieser Testnummern 500 bis 8000 Stück/µm2. Außerdem lag der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca bei 0,20 % oder weniger. Daher lag die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze der Ventilfeder bei 1450 MPa oder mehr. Darüber hinaus betrug das Verhältnis der Ermüdungsgrenze (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte des Kernabschnitts) der Ventilfeder 2,50 oder mehr.
  • Andererseits war der Si-Gehalt in Test Nummer 14 zu niedrig. Daher war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war geringer als 2,50, was niedrig war.
  • In Test Nummer 15 war der V-Gehalt zu niedrig. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In Versuch Nummer 16 war kein Ca in der chemischen Zusammensetzung enthalten. Infolgedessen war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war ebenfalls kleiner als 2,50.
  • In Test Nummer 17 war der Ca-Gehalt zu hoch. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil zu hoch. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • Bei den Versuchsnummern 18 und 19 wurde die Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht durchgeführt, obwohl die chemische Zusammensetzung geeignet war. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In den Versuchsnummern 20 und 21 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Erwärmung der auf V basierenden Ausscheidungen zu niedrig, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher fällten die Ausscheidungen auf V-Basis nicht aus. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In Versuch Nr. 22 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung den Ausscheidungen auf V-Basis zu hoch, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher vergröberten sich die Ausscheidungen auf V-Basis und die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm war zu gering. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50, was niedrig war.
  • In Versuch 23 betrug der Ca-Gehalt in den Ferrolegierungen, die dem geschmolzenen Stahl bei der Sekundärveredelung zugesetzt wurden, mehr als 1,0 %. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil zu hoch. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In Versuch Nr. 24 wurde bei der Sekundärveredelung des Veredelungsprozesses der Zeitpunkt, zu dem die Schlackenbildner dem geschmolzenen Stahl zugegeben wurden, nach dem Ablauf von 4/5t (d.h. 0,80 t) ab dem Beginn der Sekundärveredelung gewählt. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In Versuch Nr. 25 war Fn trotz geeigneter chemischer Zusammensetzung und geeigneter Erwärmungstemperatur bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis kleiner als 27,0. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • In Versuch Nr. 26 war Fn trotz geeigneter chemischer Zusammensetzung und geeigneter Erwärmungstemperatur bei der Wärmebehandlung der Ausscheidungen auf V-Basis größer als 40,0. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Hochzyklus-Ermüdungsgrenze niedrig, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze lag unter 2,50.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung sind oben beschrieben worden. Die vorstehenden Ausführungsformen sind jedoch lediglich Beispiele für die Umsetzung der vorliegenden Erfindung. Dementsprechend ist die vorliegende Erfindung nicht auf die obigen Ausführungsformen beschränkt, und die obigen Ausführungsformen können in geeigneter Weise modifiziert und innerhalb eines Bereichs implementiert werden, der nicht vom Kern der vorliegenden Erfindung abweicht.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • JP 257637 [0005]
    • JP 2010163689 [0005]
    • JP 2007302950 [0005]
    • JP 2006183137 [0005]

Claims (2)

  1. Eine Ventilfeder, umfassend: eine nitrierte Schicht, die in einer äußeren Schicht ausgebildet ist, und einen Kernabschnitt, der weiter innen liegt als die nitrierte Schicht; wobei: eine chemische Zusammensetzung des Kernabschnitts besteht aus, in Masse-%, C: 0,53 bis 0,59%, Si: 2,51 bis 2,90%, Mn: 0,70 bis 0,85%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 1,40 bis 1,70%, Mo: 0,17 bis 0,53%, V: 0,23 bis 0,33%, Ca: 0,0001 bis 0,0050%, Cu: 0,050% oder weniger, Ni: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, Ti: 0,050% oder weniger, N: 0,0070% oder weniger, und Nb: 0 bis 0,020%, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind; im Kernabschnitt eine Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 500 bis 8000 Stück/µm2 beträgt; und wenn, unter den Einschlüssen im Kernabschnitt, Einschlüsse, bei denen der O-Gehalt in Masse-% 10,0 % oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind, Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Einschlüsse auf Sulfid-Basis definiert werden, und unter den Einschlüssen auf Sulfid-Basis Einschlüsse, bei denen in Masse-% ein Ca-Gehalt 10,0 % oder mehr, der S-Gehalt 10,0 % oder mehr und der O-Gehalt weniger als 10,0 % beträgt, als Ca-Sulfide definiert sind, im Kernabschnitt ein numerischer Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf eine Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis 0,20% oder weniger beträgt.
  2. Ventilfeder nach Anspruch 1, wobei: in der chemischen Zusammensetzung des Kernabschnitts: ein Nb-Gehalt 0,005 bis 0,020% beträgt.
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