DE112021001170T5 - Ventilfeder - Google Patents

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Shinya Teramoto
Yutaka Neishi
Michimasa AONO
Satoru Mineta
Shoichi Suzuki
Tatsuro Ochi
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Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Nippon Steel SG Wire Co Ltd
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Abstract

Eine Ventilfeder, die eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze aufweist, wird bereitgestellt. Eine chemische Zusammensetzung der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält in Masse-%: C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis weniger als 2,50%, Mn: 0,25 bis 1,00%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, Ca: 0,0001 bis 0,0050% und N: 0,0100% oder weniger, wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht. In der Ventilfeder beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 5000 bis 80000 Stück/µm3, und der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis beträgt 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 in einer Verbrennungskraftmaschine oder dergleichen verwendeten Ventils zum Einsatz kommt.
  • TECHNISCHES 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 regulieren. 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 die Ventilfeder in einer Minute mehrere tausend Mal zusammengedrückt. Daher muss eine Ventilfeder eine hohe Ermüdungsgrenze aufweisen. Daher wird normalerweise die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder 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 dem Abschrecken und Tempern kalt gewickelt, um ein Stahlzwischenmaterial in Form einer Spule zu bilden. Das Stahlzwischenmaterial wird einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen. Nach der Spannungsarmglühbehandlung wird, falls erforderlich, eine Nitrierung durchgeführt. Das heißt, dass das Nitrieren durchgeführt werden kann, aber nicht durchgeführt werden muss. Nach der Spannungsarmglühbehandlung oder nach dem Nitrieren, je nach Bedarf, wird ein Kugelstrahlen durchgeführt, um der äußeren Schicht eine Druckeigenspannung zu verleihen. Eine Ventilfeder wird nach dem obigen Verfahren hergestellt.
  • In letzter Zeit gibt es eine Nachfrage nach weiteren Verbesserungen bei der Ermüdungsgrenze von Ventilfedern.
  • Techniken zur Verbesserung der Ermüdungsgrenze von Federn sind in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2-57637 (Patentschrift 1), der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689 (Patentschrift 2), der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950 (Patentschrift 3) und der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137 (Patentschrift 4) offenbart.
  • Ein Stahldraht für eine Feder mit einer hohen Ermüdungsgrenze, der in 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 hoher Ermüdungsgrenze, der die oben genannte Zusammensetzung aufweist, auf der Grundlage der Feststellung vorgeschlagen, dass die Ermüdungsgrenze einer Feder von der Streckgrenze der Feder abhängt, wobei die Ermüdungsgrenze der Feder mit zunehmender Streckgrenze der Feder steigt (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 ölgehärteten Drahtes mit einer gehärteten martensitischen Struktur hergestellt. Der ölgehärtete Draht besteht, in Masse-%, aus C: 0,50 bis 0,75%, Si: 1,50 bis 2,50%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Cr: 0,70 bis 2,20% und V: 0,05 bis 0,50%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Wenn dieser ölgehärtete Draht zwei Stunden lang bei 450°C einer Gas-Weichnitrierung unterzogen wird, beträgt die Gitterkonstante einer Nitrierschicht, die sich auf einem Drahtoberflächenteil des ölgehärteten Drahtes bildet, 2,881 bis 2,890 Ä. Ferner, wenn dieser ölgehärtete Draht außerdem zwei Stunden lang bei 450°C erhitzt wird, beträgt die Zugfestigkeit 1974 MPa oder mehr, die Streckspannung 1769 MPa oder mehr, und die Flächenverringerung mehr als 40%. In dieser Patentschrift wird ein ölgehärteter Draht definiert, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dienen soll, die durch Nitrierung hergestellt wird. Bei der Herstellung einer Feder durch Nitrieren nehmen mit zunehmender Dauer des Nitrierens die Streckgrenze und die Zugfestigkeit des Stahlmaterials der Feder ab. In diesem Fall nimmt die innere Härte des Stahlmaterials ab, und die Ermüdungsgrenze sinkt. Daher wird in der Patentschrift 2 offenbart, dass durch die Verwendung eines ölgehärteten Drahtes, bei dem die Streckgrenze des Stahlmaterials nicht abnimmt, selbst wenn die Nitrierdauer lang ist, 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 der Al-Gehalt auf 0,005% oder weniger (ohne 0%) kontrolliert wird, und der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Im Stahldraht beträgt die Anzahl der kugelförmigen Zementitteilchen 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 die Setzfestigkeit verbessert (siehe Absatz [0003] der Patentschrift 3). Des Weiteren wird offenbart, dass dadurch, dass die Anzahl der feinen kugelförmigen Zementitteilchen 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 einer Spannungsarmglühbehandlung oder des Nitrierens während des Herstellungsprozesses unterdrückt werden kann, und die Festigkeit des Stahldrahtes beibehalten werden kann (siehe Absatz [0011] in Patentschrift 3).
  • Ein Stahldraht, der als Ausgangsmaterial für eine in 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 besetzte Flächenanteil von kugelförmigen Karbiden auf Zementit-Basis und Legierungskarbiden mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,2 µm oder mehr 7% oder weniger, die Dichte von kugelförmigen Karbiden auf Zementit-Basis und Legierungskarbiden mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser im Bereich von 0. 2 bis 3 µm beträgt 1 Stück/µm2 oder weniger, die Dichte der kugelförmigen Karbide auf Zementit-Basis und der Legierungskarbide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser 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 der kugelförmigen Karbide auf Zementit-Basis mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 2 µm oder mehr gering ist, beträgt 3% oder weniger. In der Patentschrift 4 wird offenbart, dass es notwendig ist, die Festigkeit weiter zu erhöhen, um die Leistung der Feder in Bezug auf Ermüdung, Setzung und dergleichen weiter zu verbessern. In der Patentschrift 4 wird auch offenbart, dass durch die Kontrolle der Mikrostruktur und die Kontrolle der Verteilung der feinen Karbide auf Zementit-Basis die Festigkeit der Feder erhöht und die Federleistung in Bezug auf Ermüdung, Setzung und dergleichen verbessert wird (siehe Absatz [0009] und [0021] der Patentschrift 4).
  • ZITATENLISTE
  • PATENTSCHRIFTEN
    • Patentschrift 1: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2-57637
    • Patentschrift 2: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2010-163689
    • Patentschrift 3: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2007-302950
    • Patentschrift 4: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2006-183137
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • TECHNISCHES PROBLEM
  • In den jeweiligen Verfahren, die in den oben genannten Patentschriften 1 bis 4 beschrieben sind, wird ein Ansatz verfolgt, bei dem Federeigenschaften wie die Ermüdungsgrenze oder das Setzverhalten durch Erhöhung der Festigkeit (Härte) des die Feder bildenden Stahlmaterials verbessert werden. Die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder kann jedoch auch durch einen anderen Ansatz 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 ist eine Ventilfeder, wobei:
    • wenn ein Drahtdurchmesser als d (mm) definiert ist, eine chemische Zusammensetzung in einer d/4-Tiefenposition von einer Oberfläche, in Masse-%, enthält,
    • C: 0,50 bis 0,80%,
    • Si: 1,20 bis weniger als 2,50%,
    • Mn: 0,25 bis 1,00%,
    • P: 0,020% oder weniger,
    • S: 0,020% oder weniger,
    • Cr: 0,40 bis 1,90%,
    • V: 0,05 bis 0,60%,
    • Ca: 0,0001 bis 0,0050% und
    • N: 0,0100% oder weniger,
    • wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind,
    • und wobei:
      • die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 5000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt und
      • wenn, unter den Einschlüssen,
      • Einschlüsse, bei denen ein O-Gehalt in Masse-% 10,0% oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind,
      • Einschlüsse, bei denen ein S-Gehalt in Masse-% 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 werden,
      • 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 Graph, der 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 eine hervorragende Ermüdungsgrenze aufweist. Zunächst wurde der Ansatz verfolgt, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, indem die Festigkeit und die Härte des Stahlmaterials, aus dem die Ventilfeder gebildet ist, in ähnlicher Weise erhöht wird wie das Stahlmaterial, aus dem die in den vorgenannten Dokumenten offenbarten Federn bestehen. Insbesondere untersuchten die Erfinder, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, indem sie die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials durch die Herstellung von feinem Zementit erhöhten. Wie in Patentliteratur 3 und Patentliteratur 4 beschrieben, konnte die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials umso höher eingestellt 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 daher wird die Herstellung einer Ventilfeder schwierig. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass der Ansatz, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, indem die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials, aus dem die Ventilfeder gebildet wird, erhöht wird, indem der Zementit fein gemacht wird, eine Grenze hat.
  • Die vorliegenden Erfinder hatten daher die Idee, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, indem sie eine technische Idee annahmen, die sich von der technischen Idee unterscheidet, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Erhöhung der Festigkeit und Härte des die Ventilfeder bildenden Stahlmaterials zu erhöhen. Wie in den Patentschriften 1 bis 4 beschrieben, basieren herkömmliche Federtechniken auf der Idee, dass die Festigkeit und Härte des Stahlmaterials, aus dem eine Ventilfeder gebildet wird, eine positive Korrelation mit der Ermüdungsgrenze der Ventilfeder aufweist. Die Vorstellung, dass eine positive Korrelation zwischen der Festigkeit und Härte des Stahlmaterials und der Ermüdungsgrenze der Ventilfeder besteht, ist daher in der Federtechnik allgemeines technisches Wissen. Als Ersatz für einen extrem langwierigen Ermüdungsversuch wurden daher die Ermüdungsgrenzen von Ventilfedern üblicherweise auf der Grundlage der Festigkeit des Stahlmaterials, die durch einen in kurzer Zeit durchgeführten Zugversuch erhalten wird, oder auf der Grundlage 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 der Ventilfeder nicht unbedingt immer korrelieren. Daher untersuchten die 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 charakterisiert werden. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ Ausscheidungen, die V enthalten oder V und Cr enthalten. Die auf V basierenden Ausscheidungen müssen kein Cr enthalten. Anstelle der herkömmlichen technischen Idee, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch eine Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials zu erhöhen, hatten die vorliegenden 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 vorliegenden Erfinder der Ansicht, dass eine chemische Zusammensetzung, bestehend aus, in Masse-%, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis weniger als 2,50%, Mn: 0,25 bis 1,00%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, Ca: 0,0001 bis 0,0050%, N: 0,0100% oder weniger, Mo: 0 bis 0,50%, Nb: 0 bis 0,050%, W: 0 bis 0,60%, Ni: 0 bis 0,500%, Co: 0 bis 0,30%, B: 0 bis 0,0050%, Cu: 0 bis 0,050%, Al: 0 bis 0,0050% und Ti: 0 bis 0,050%, Rest Fe und Verunreinigungen, eignet sich als chemische Zusammensetzung einer Ventilfeder zur Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Verwendung von Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße. Die vorliegenden Erfinder haben dann Ventilfedern hergestellt, indem sie einen Stahlmaterial mit der vorgenannten chemischen Zusammensetzung nach dem Abschrecken einer Wärmebehandlung bei verschiedenen Wärmebehandlungstemperaturen unterzogen haben. Die vorliegenden Erfinder untersuchten dann die Ermüdungsgrenze jeder Ventilfeder sowie ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das durch das Verhältnis der Ermüdungsgrenze zur Härte der Ventilfeder definiert ist (d.h. Ermüdungsgrenzverhältnis = Ermüdungsgrenze/Härte der Ventilfeder).
  • Als Ergebnis dieser Untersuchungen haben die vorliegenden Erfinder die folgende neue Erkenntnis in Bezug auf eine Ventilfeder mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung gewonnen. Wie im vorangegangenen Stand der Technik beschrieben, wird bei der Herstellung von Ventilfedern in einigen Fällen nitriert und in einigen Fällen wird nicht nitriert. In einem Fall, in dem das Nitrieren in dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung einer Feder durchgeführt wird, wird in einer Wärmebehandlung (Spannungsarmglühbehandlung oder ähnliches) nach einem Vergütungsschritt eine Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur als die für das Nitrieren verwendete Nitriertemperatur durchgeführt. Dies liegt daran, dass das herkömmliche Verfahren zur Herstellung einer Feder auf der technischen Idee beruht, dass die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder erhöht wird, indem man die Festigkeit und Härte der Feder hoch hält. Wenn eine Ventilfeder nitriert wird, muss sie auf eine Nitriertemperatur erwärmt werden. Daher wird im herkömmlichen Produktionsverfahren eine Abnahme der Festigkeit der Feder dadurch unterdrückt, dass die Wärmebehandlungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich auf eine Temperatur eingestellt wird, die unter der Nitriertemperatur liegt.
  • Für die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform wurde jedoch anstelle des technischen Gedankens, die Ermüdungsgrenze eines Stahlmaterials durch Erhöhung der Festigkeit der Feder zu erhöhen, von den vorliegenden Erfindern der technische Gedanke übernommen, die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Bildung einer großen Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße zu erhöhen. Aus diesem Grund haben die 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 feiner Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße auszufällen, selbst wenn die Wärmebehandlungstemperatur für die Ausscheidung von Ausscheidungen auf V-Basis höher ist als eine Nitriertemperatur und als Folge davon die Festigkeit eines Kernabschnitts der Ventilfeder abnimmt (d.h. selbst wenn die Härte des Kernabschnitts der Ventilfeder niedrig ist), wird eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze erhalten, und ein Ermüdungsgrenzverhältnis, das durch das Verhältnis der Ermüdungsgrenze zur Kernabschnitthärte der Ventilfeder definiert ist, wird hoch sein. Insbesondere haben die Untersuchungen der vorliegenden Erfinder zum ersten Mal gezeigt, dass in einer Ventilfeder eine ausreichende Ermüdungsgrenze erhalten wird, wenn die Anzahldichte von Ausscheidungen V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 5000 Stück/µm3 oder mehr liegt.
  • 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. In der vorliegenden Beschreibung wird eine Ermüdungsgrenze bei einer Zyklenzahl von 108 Zyklen als „hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze“ bezeichnet.
  • Um die hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder zu erhöhen, haben die Erfinder ihr Augenmerk auf Einschlüsse gerichtet. Die Erfinder haben Studien und Untersuchungen zum Zusammenhang zwischen den Einschlüssen und der Ermüdungsgrenze durchgeführt, und als Ergebnis wurde festgestellt, dass unter den Einschlüssen insbesondere Ca-Sulfide die hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze beeinflussen. Konkret werden unter den Einschlüssen in einer Ventilfeder Einschlüsse, deren O-Gehalt, in Masse-%, 10,0% oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert. Einschlüsse, bei denen ein S-Gehalt 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 ein 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 Einschlüssen auf Sulfid-Basis. In einer Ventilfeder, in der der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Einschlüsse auf Oxid-Basis und die Einschlüsse auf Sulfid-Basis niedrig ist, steigt die hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze (108 Zyklen).
  • Ein denkbarer Grund dafür ist der folgende. In 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 Einschlüsse auf Sulfid-Basis gering ist, ausreichend Ca in den Einschlüsse auf Oxid-Basis und Einschlüssen auf Sulfid-Basis, die nicht auf Ca-Sulfiden basieren. 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, die auf Einschlüssen auf Oxid-Basis oder auf Sulfid-Basis basieren, und die Ermüdungsgrenze bei einem hohen Zyklus (108 Zyklen) steigt.
  • Aus diesem Grund haben die vorliegenden Erfinder 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 Ca-Sulfid-Anteil an der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis von 0,20% oder weniger eine ausgezeichnete hohe Zyklus-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 Härte des Stahlmaterials, das eine Ventilfeder bildet, und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder eine positive Korrelation aufweisen, und ist stattdessen eine Ventilfeder, die von einer völlig verschiedenen technischen Idee von der konventionellen technischen Idee abgeleitet ist, und wie unten beschrieben zusammengesetzt ist.
  • [1] Eine Ventilfeder, wobei:
    • wenn ein Drahtdurchmesser als d (mm) definiert ist, eine chemische Zusammensetzung an einer d/4-Tiefenposition von einer Oberfläche enthält, in Masse-%,
    • C: 0,50 bis 0,80%,
    • Si: 1,20 bis weniger als 2,50%,
    • Mn: 0,25 bis 1,00%,
    • P: 0,020% oder weniger,
    • S: 0,020% oder weniger,
    • Cr: 0,40 bis 1,90%,
    • V: 0,05 bis 0,60%,
    • Ca: 0,0001 bis 0,0050% und
    • N: 0,0100% oder weniger,
    • wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind,
    • und wobei:
      • die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 5000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt, und
      • wenn, unter den Einschlüssen,
      • Einschlüsse, bei denen der O-Gehalt, in Masse-%, 10,0% oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind,
      • Einschlüsse, bei denen der S-Gehalt, in Masse-%, 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 werden,
      • 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 Carbide oder Carbonitride, die V enthalten, oder auf Carbide oder Carbonitride, die V und Cr enthalten, und bezieht sich zum Beispiel auf eine oder mehrere Arten von V-Carbiden und V-Carbonitriden. Bei den Ausscheidungen auf V-Basis kann es sich um zusammengesetzte Ausscheidungen handeln, die entweder ein V-Carbid oder ein V-Carbonitrid und eine oder mehrere Arten eines anderen Elements enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis scheiden sich plattenförmig entlang einer {001}-Ebene im Ferrit (kubisch-raumzentriertes Gitter) ab. In einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit sind Ausscheidungen auf V-Basis daher als Liniensegmente (Kantenabschnitte) zu erkennen, die sich in linearer Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Andere Ausscheidungen als Ausscheidungen auf V-Basis werden nicht als Liniensegmente (Kantenabschnitte) beobachtet, die sich in einer linearen Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Mit anderen Worten, nur Ausscheidungen auf V-Basis werden als Liniensegmente (Kantenabschnitte) beobachtet, die sich in einer linearen Form parallel zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. Daher können bei der Betrachtung eines TEM-Bildes einer (001)-Ebene in Ferrit Ausscheidungen auf V-Basis leicht von Fe-Carbiden wie Zementit unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden. Das heißt, in der vorliegenden Beschreibung werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit Liniensegmente, die sich entlang der [100]-Orientierung oder der [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
  • [2] Die in [1] beschriebene Ventilfeder, wobei:
    • die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten von Elementen enthält, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus:
      • Mo: 0,50% oder weniger,
      • Nb: 0,050% oder weniger,
      • W: 0,60% oder weniger,
      • Ni: 0,500% oder weniger,
      • Co: 0,30% oder weniger, und
      • B: 0,0050% oder weniger.
  • [3] Die in [1] oder [2] beschriebene Ventilfeder, wobei:
    • die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten von Elementen enthält, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus:
      • Cu: 0,050% oder weniger,
      • Al: 0,0050% oder weniger, und
      • Ti: 0,050% oder weniger.
  • 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 Schraubenform. Der Drahtdurchmesser, der mittlere Durchmesser der Windung, der Innendurchmesser der Windung, der Außendurchmesser der Windung, die freie Höhe, die Anzahl der aktiven Windungen, die Gesamtzahl der Windungen, die Richtung der Schraubenlinie und die Steigung der Ventilfeder sind nicht besonders begrenzt.
  • Bei der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform kann es sich um eine nitrierte Ventilfeder oder um eine nichtnitrierte Ventilfeder handeln. Wenn die Ventilfeder nitriert wurde, umfasst die Ventilfeder eine nitrierte Schicht und einen Kernabschnitt, der weiter innen als die nitrierte Schicht ausgebildet ist. Die nitrierte Schicht ist in einer äußeren Schicht der Ventilfeder ausgebildet. Die nitrierte Schicht umfasst eine Verbundschicht und eine Diffusionsschicht, die weiter innen als die Verbundschicht ausgebildet ist. Die nitrierte Schicht muss keine Verbundschicht aufweisen. Der Kernabschnitt ist ein Kernmaterialabschnitt, der weiter innen liegt als die Nitrierschicht und ein Abschnitt, der von der Stickstoffdiffusion, die durch das später zu beschreibende Nitrieren verursacht wird, im Wesentlichen unbeeinflusst ist. Es ist möglich, zwischen der Nitrierschicht und dem Kernabschnitt in der nitrierten Ventilfeder durch Beobachtung der Mikrostruktur zu unterscheiden. Man beachte, wenn der Drahtdurchmesser einer Ventilfeder als d (mm) definiert ist, entspricht bei einer nitrierten Ventilfeder eine d/4-Tiefenposition von der Oberfläche dem Kernabschnitt. Wenn die Ventilfeder nicht nitriert wurde, enthält die Ventilfeder keine Nitrierschicht.
  • [Chemische Zusammensetzung]
  • In der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform enthält die chemische Zusammensetzung in einer d/4-Tiefenposition von der Oberfläche aus die folgenden Elemente.
  • C: 0,50 bis 0,80%.
  • Kohlenstoff (C) erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,50% beträgt, wird die oben erwähnte Wirkung nicht ausreichend erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der C-Gehalt hingegen mehr als 0,80%, so bildet sich grober Zementit. In diesem Fall nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial für eine Feder dient, ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Außerdem sinkt, im Gegensatz dazu, die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Dementsprechend beträgt der C-Gehalt 0,50 bis 0,80%. Eine bevorzugte Untergrenze des C-Gehaltes ist 0,51%, bevorzugter 0,52%, weiter bevorzugt 0,54% und weiter bevorzugt 0,56%. Eine bevorzugte Obergrenze für den C-Gehalt ist 0,79%, bevorzugter 0,78%, weiter bevorzugt 0,76%, weiter bevorzugt 0,74%, weiter bevorzugt 0,72% und weiter bevorzugt 0,70%.
  • Si: 1,20 bis weniger als 2,50%
  • Silizium (Si) erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder und erhöht den Setzwiderstand der Ventilfeder. Si desoxidiert außerdem den Stahl. Darüber hinaus erhöht Si die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls. Daher können die Festigkeit und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder auch nach einer Vergütungsbehandlung bei der Herstellung der Ventilfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn der Si-Gehalt weniger als 1,20% 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 bei 2,50% oder mehr, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, nimmt die Duktilität des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, ab, und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder wird im Gegenteil geringer. Wenn der Si-Gehalt 2,50% oder mehr beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Festigkeit des Stahls, der als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, zunehmen und die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials abnehmen. Daher beträgt der Si-Gehalt 1,20 bis weniger als 2,50%. Eine bevorzugte untere Grenze des Si-Gehalts liegt bei 1,25%, bevorzugter bei 1,30%, weiter bevorzugt bei 1,40%, weiter bevorzugt bei 1,50%, weiter bevorzugt bei 1,60%, weiter bevorzugt bei 1,70% und weiter bevorzugt bei 1,80%. Eine bevorzugte obere Grenze des Si-Gehalts ist 2,48%, bevorzugter 2,46%, weiter bevorzugt 2,45%, weiter bevorzugt 2,43% und weiter bevorzugt 2,40%.
  • Mn: 0,25 bis 1,00%
  • Mangan (Mn) verbessert die Härtbarkeit des Stahls und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,25% beträgt, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Mn-Gehalt hingegen mehr als 1,00%, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Mn-Gehalt 0,25 bis 1,00%. Eine bevorzugte untere Grenze des Mn-Gehalts ist 0,27%, bevorzugter 0,29%, weiter bevorzugt 0,35%, weiter bevorzugt 0,40%, weiter bevorzugt 0,50% und weiter bevorzugt 0,55%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Mn-Gehalt ist 0,98%, bevorzugter 0,96%, weiter bevorzugt 0,90%, weiter bevorzugt 0,85% und weiter bevorzugt 0,80%.
  • P: 0,020% oder weniger
  • Phosphor (P) ist eine Verunreinigung. P segregiert an den Korngrenzen und senkt die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der P-Gehalt 0,020% oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze für den P-Gehalt liegt bei 0,018%, bevorzugter bei 0,016%, noch bevorzugter bei 0,014% und noch bevorzugter bei 0,012%. Der P-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des P-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher sollte der P-Gehalt bei normaler industrieller Produktion vorzugsweise weniger als 0%, vorzugsweise 0,001% und weiter bevorzugt 0,002% betragen.
  • S: 0,020% oder weniger
  • Schwefel (S) ist eine Verunreinigung. S segregiert an den Korngrenzen ähnlich wie P und bildet auch Einschlüsse auf Sulfid-Basis, wie Mn-Sulfide und/oder Ca-Sulfide, und verringert somit die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der S-Gehalt 0,020% oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze des S-Gehalts ist 0,018%, weiter bevorzugt 0,016%, weiter bevorzugt 0,014% und weiter bevorzugt 0,012%. Der S-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des S-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Unter Berücksichtigung der normalen industriellen Produktion sollte der S-Gehalt daher vorzugsweise auf mehr als 0%, weiter bevorzugt auf 0,001% und weiter bevorzugt auf 0,002% limitiert werden.
  • Cr: 0,40 bis 1,90%
  • Chrom (Cr) verbessert die Härtbarkeit des Stahlmaterials und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn der Cr-Gehalt weniger als 0,40% beträgt, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente im Bereich der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Cr-Gehalt hingegen mehr als 1,90%, so bilden sich, selbst wenn die Gehalte an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, übermäßig viele grobe Cr-Karbide, und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder nimmt ab. Daher beträgt der Cr-Gehalt 0,40 bis 1,90%. Eine bevorzugte untere Grenze des Cr-Gehalts ist 0,42%, bevorzugter 0,45%, weiter bevorzugt 0,50%, weiter bevorzugt 0,60%, weiter bevorzugt 0,80%, weiter bevorzugt 1,00%, und weiter bevorzugt 1,20%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Cr-Gehalt ist 1,88%, bevorzugter 1,85%, weiter bevorzugt 1,80%, weiter bevorzugt 1,70% und weiter bevorzugt 1,60%.
  • V: 0,05 bis 0,60%
  • Vanadium (V) verbindet sich mit C und/oder N und bildet feine Ausscheidungen auf V-Basis und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn der V-Gehalt weniger als 0,05% beträgt, wird die oben genannte Wirkung nicht ausreichend erzielt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der V-Gehalt hingegen mehr als 0,60%, selbst wenn die Gehalte an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, vergröbern sich die Ausscheidungen auf V-Basis und es bildet sich eine große Anzahl von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von mehr als 10 nm. In einem solchen Fall wird die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder im Gegensatz abnehmen. Daher beträgt der V-Gehalt 0,05 bis 0,60%. Eine bevorzugte Untergrenze des V-Gehalts ist 0,06%, bevorzugter 0,07%, weiter bevorzugt 0,10%, weiter bevorzugt 0,15% und weiter bevorzugt 0,20%. Eine bevorzugte Obergrenze für den V-Gehalt ist 0,59%, bevorzugter 0,58%, weiter bevorzugt 0,55%, weiter bevorzugt 0,50%, weiter bevorzugt 0,45%, und weiter bevorzugt 0,40%.
  • Ca: 0,0001 bis 0,0050%
  • Kalzium (Ca) ist in Einschlüssen auf Oxid-Basis und Sulfid-Basis enthalten und erweicht diese Einschlüsse. Die erweichten Einschlüsse auf Oxid-Basis und Sulfid-Basis dehnen sich aus und werden beim Warmwalzen geteilt und dadurch veredelt. Dadurch erhöht sich die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder, insbesondere die hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze. 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), und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder wird geringer. Daher beträgt der Ca-Gehalt 0,0001 bis 0,0050%. Ein bevorzugter unterer Grenzwert für den Ca-Gehalt ist 0,0002%, noch bevorzugter ist 0,0003%, weiter bevorzugt 0,0004% und weiter bevorzugt 0,0005%. Eine bevorzugte obere Grenze des Ca-Gehalts ist 0,0048%, mehr bevorzugt ist 0,0046%, weiter bevorzugt ist 0,0040%, weiter bevorzugt ist 0,0035%, weiter bevorzugt ist 0,0025% und weiter bevorzugt ist 0,0020%.
  • N: 0,0100% oder weniger
  • Stickstoff (N) ist eine Verunreinigung. N verbindet sich mit Al oder Ti und bildet AlN oder TiN und verringert die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Daher beträgt der N-Gehalt 0,0100% oder weniger. Eine bevorzugte Obergrenze für den N-Gehalt ist 0,0090%, bevorzugter 0,0080%, weiter bevorzugt 0,0060% und weiter bevorzugt 0,0050%. Der N-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des N-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher liegt eine bevorzugte Untergrenze des N-Gehalts bei mehr als 0%, bevorzugter bei 0,0001% und weiter bevorzugt bei 0,0005%.
  • Der Rest in der chemischen Zusammensetzung 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 für die Ventilfeder dient, aus dem als Ausgangsmaterial verwendeten Erz oder Schrott oder aus der Produktionsumgebung oder ähnlichem beigemischt werden und die in einem Bereich zugelassen sind, der die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform nicht nachteilig beeinflusst.
  • [Bezüglich optionaler Elemente]
  • Die chemische Zusammensetzung der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann anstelle eines Teils von Fe eine oder mehrere Arten von Elementen enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Mo, Nb, W, Ni, Co und B besteht. Diese Elemente sind optionale Elemente, und jedes dieser Elemente erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder.
  • Mo: 0,50% oder weniger
  • Molybdän (Mo) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Mo-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der Mo-Gehalt mehr als 0% beträgt, verbessert Mo die Härtbarkeit des Stahlmaterials und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Mo erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher kann die Festigkeit der Ventilfeder auch nach einer Vergütungsbehandlung bei der Herstellung einer Ventilfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn auch nur eine kleine Menge Mo enthalten ist, werden die oben genannten Effekte bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Mo-Gehalt jedoch mehr als 0,50%, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahls nimmt ab. Daher beträgt der Mo-Gehalt 0 bis 0,50%, und wenn Mo enthalten ist, beträgt der Mo-Gehalt 0,50% oder weniger. Eine bevorzugte Untergrenze des Mo-Gehalts liegt bei mehr als 0%, bevorzugter bei 0,01%, weiter bevorzugt bei 0,05% und weiter bevorzugt bei 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Mo-Gehalt ist 0,45%, bevorzugter 0,40%, weiter bevorzugt 0,35% und weiter bevorzugt 0,30%.
  • Nb: 0,050% oder weniger
  • Niob (Nb) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Nb-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der Nb-Gehalt mehr als 0% beträgt, verbindet sich Nb mit C und/oder N, um Carbide, Nitride oder Carbo-Nitride zu bilden (im Folgenden als „Nb-Carbo-Nitride und dergleichen“ bezeichnet). Die Nb-Carbo-Nitride und dergleichen verfeinern die Austenitkörner und erhöhen dadurch die Ermüdungsgrenze der Feder. Wenn auch nur eine kleine Menge Nb enthalten ist, wird der oben genannte Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Nb-Gehalt jedoch mehr als 0,050%, bilden sich grobe Nb-Carbo-Nitride und dergleichen, und die Ermüdungsgrenze der Feder sinkt. Daher beträgt der Nb-Gehalt 0 bis 0,050%, und wenn Nb enthalten ist, beträgt der Nb-Gehalt 0,050% oder weniger. Eine bevorzugte Untergrenze des Nb-Gehalts ist bei mehr als 0%, vorzugsweise bei 0,001%, weiter bevorzugt bei 0,005% und weiter bevorzugt bei 0,010%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Nb-Gehalt ist 0,048%, bevorzugter 0,046%, weiter bevorzugt 0,042%, weiter bevorzugt 0,038%, weiter bevorzugt 0,035%, weiter bevorzugt 0,030% und weiter bevorzugt 0,025%.
  • W: 0,60% oder weniger
  • Wolfram (W) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der W-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der W-Gehalt mehr als 0% beträgt, verbessert W die Härtbarkeit des Stahlmaterials und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. W erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher können die Festigkeit und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder auch nach dem Vergüten im Herstellungsprozess der Ventilfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn auch nur eine geringe Menge W enthalten ist, werden die oben genannten Effekte bis zu einem gewissen Grad erhalten. Beträgt der W-Gehalt jedoch mehr als 0,60%, selbst wenn die Gehalte anderer Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der W-Gehalt 0 bis 0,60%, und wenn W enthalten ist, beträgt der W-Gehalt 0,60% oder weniger. Eine bevorzugte untere Grenze des W-Gehalts liegt bei mehr als 0%, vorzugsweise bei 0,01%, weiter bevorzugt bei 0,05% und weiterhin bevorzugt bei 0,10%. Eine bevorzugte obere Grenze des W-Gehalts ist 0,55%, weiter bevorzugt ist 0,50%, weiter bevorzugt ist 0,45%, weiter bevorzugt ist 0,40%, weiter bevorzugt ist 0,35% und weiter bevorzugt ist 0,30%.
  • Ni: 0,500% oder weniger
  • Nickel (Ni) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Ni-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der Ni-Gehalt mehr als 0% beträgt, verbessert Ni die Härtbarkeit des Stahlmaterials und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn auch nur eine kleine Menge Ni enthalten ist, wird die oben genannte Wirkung bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Ni-Gehalt jedoch mehr als 0,500%, selbst wenn die Gehalte anderer Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Ni-Gehalt 0 bis 0,500%, und wenn Ni enthalten ist, beträgt der Ni-Gehalt 0,500% oder weniger. Eine bevorzugte Untergrenze des Ni-Gehalts ist mehr als 0%, bevorzugter 0,001%, weiter bevorzugt 0,005%, weiter bevorzugt 0,010%, weiter bevorzugt 0,050%, weiter bevorzugt 0,100% und weiter bevorzugt 0,150%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ni-Gehalt ist 0,450%, bevorzugter 0,400%, weiter bevorzugt 0,350%, weiter bevorzugt 0,300% und weiter bevorzugt 0,250%.
  • Co: 0,30% oder weniger
  • Kobalt (Co) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Co-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d. h. wenn der Co-Gehalt mehr als 0% beträgt, erhöht Co die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahlmaterials. Daher kann die Festigkeit und die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder auch nach einer Vergütungsbehandlung im Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder auf einem hohen Niveau gehalten werden. Wenn auch nur eine geringe Menge Co enthalten ist, wird der oben beschriebene Effekt bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der Co-Gehalt jedoch mehr als 0,30%, selbst wenn der Gehalt an anderen Elementen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, das als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials nimmt ab. Daher beträgt der Co-Gehalt 0 bis 0,30%, und wenn Co enthalten ist, beträgt der Co-Gehalt 0,30% oder weniger. Eine bevorzugte Untergrenze des Co-Gehalts liegt bei mehr als 0%, bevorzugter bei 0,01%, weiter bevorzugt bei 0,05%, und weiter bevorzugt bei 0,10%. Eine bevorzugte Obergrenze des Co-Gehalts liegt bei 0,28%, bevorzugter bei 0,26% und weiter bevorzugt bei 0,24%.
  • B: 0,0050% oder weniger
  • Bor (B) ist ein optionales Element, das nicht enthalten sein muss. Das heißt, der B-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, d.h. wenn der B-Gehalt mehr als 0% beträgt, verbessert B die Härtbarkeit des Stahlmaterials und erhöht die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn auch nur eine kleine Menge B enthalten ist, wird die oben genannte Wirkung bis zu einem gewissen Grad erzielt. Beträgt der B-Gehalt jedoch mehr als 0,0050%, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen, steigt die Festigkeit des Stahlmaterials, der als Ausgangsmaterial der Ventilfeder dient, und die Kaltverformbarkeit des Stahls nimmt ab. Daher beträgt der B-Gehalt 0 bis 0,0050%, und wenn B enthalten ist, beträgt der B-Gehalt 0,0050% oder weniger. Eine bevorzugte untere Grenze des B-Gehalts liegt bei mehr als 0%, bevorzugter bei 0,0001%, weiter bevorzugt bei 0,0010%, weiter bevorzugt bei 0,0015% und weiter bevorzugt bei 0,0020%. Eine bevorzugte Obergrenze für den B-Gehalt ist 0,0049%, weiter bevorzugt 0,0048%, weiter bevorzugt 0,0046%, weiter bevorzugt 0,0044% und weiter bevorzugt 0,0042%.
  • Die chemische Zusammensetzung der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann ferner als Verunreinigung anstelle eines Teils von Fe eine oder mehrere Arten von Elementen enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Cu: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, und Ti: 0,050% oder weniger. Wenn die Gehalte dieser Elemente innerhalb der vorgenannten Bereiche liegen, wird die vorteilhafte Wirkung der Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform erhalten.
  • Cu: 0,050% oder weniger
  • Kupfer (Cu) ist eine Verunreinigung, die nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Cu-Gehalt kann 0% betragen. Cu verschlechtert die Kaltverformbarkeit des Stahlmaterials. Wenn der Cu-Gehalt mehr als 0,050% beträgt, wird die Kaltverformbarkeit des Stahls merklich abnehmen, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher beträgt der Cu-Gehalt 0,050% oder weniger. Da der Cu-Gehalt 0% betragen kann, liegt der Cu-Gehalt im Bereich von 0 bis 0,050%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Cu-Gehalt ist 0,045%, bevorzugter 0,040%, weiter bevorzugt 0,030%, weiter bevorzugt 0,025%, weiter bevorzugt 0,020% und weiter bevorzugt 0,018%. Wie oben erwähnt, ist der Cu-Gehalt vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des Cu-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze des Cu-Gehalts mehr als 0%, bevorzugter 0,001%, weiter bevorzugt 0,002% und weiter bevorzugt 0,005%.
  • Al: 0,0050% oder weniger
  • Aluminium (Al) ist eine Verunreinigung, die nicht enthalten sein muss. Das heißt, der Al-Gehalt kann 0% betragen. Al bildet grobe Einschlüsse auf Oxid-Basis und vermindert die Ermüdungsgrenze der Ventilfeder. Wenn der Al-Gehalt mehr als 0,0050% beträgt, wird die Ermüdungsgrenze der Feder merklich sinken, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher beträgt der Al-Gehalt 0,0050% oder weniger. Da der Al-Gehalt 0% betragen kann, liegt der Al-Gehalt im Bereich von 0 bis 0,0050%. Eine bevorzugte Obergrenze des Al-Gehalts ist 0,0045%, bevorzugter ist 0,0040%, weiter bevorzugt ist 0,0030%, weiter bevorzugt ist 0,0025% und weiter bevorzugt ist 0,0020%. Wie oben erwähnt, ist der Al-Gehalt 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%, bevorzugter 0,0001%, weiter bevorzugt 0,0003% und weiter bevorzugt 0,0005%.
  • Ti: 0,050% oder weniger
  • Titan ist eine Verunreinigung und muss nicht enthalten sein. Das heißt, der Ti-Gehalt kann 0% betragen. Ti bildet grobes TiN. TiN wird leicht zum Ausgangspunkt eines Bruchs und vermindert somit die Ermüdungsgrenze der Feder. Wenn der Ti-Gehalt mehr als 0,050% beträgt, wird die Ermüdungsgrenze der Feder merklich sinken, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher beträgt der Ti-Gehalt 0,050% oder weniger. Da der Ti-Gehalt 0% betragen kann, liegt der Ti-Gehalt im Bereich von 0 bis 0,050%. Eine bevorzugte Obergrenze für den Ti-Gehalt ist 0,045%, bevorzugter sind 0,040%, weiter bevorzugt sind 0,030% und weiter bevorzugt sind 0,020%. Wie oben erwähnt, ist der Ti-Gehalt vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des Ti-Gehalts führt jedoch zu höheren Produktionskosten. Daher ist eine bevorzugte Untergrenze des Ti-Gehalts mehr als 0%, und weiter bevorzugt 0,001%.
  • [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 5000 bis 80000 Stück/µm3. In der vorliegenden Beschreibung bedeutet der Begriff „Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis“ die Anzahl der Ausscheidungen auf V-Basis pro Volumeneinheit (1 µm3 in der vorliegenden Beschreibung).
  • In der vorliegenden Beschreibung bezieht sich der Begriff „Ausscheidungen auf V-Basis“ auf Ausscheidungen, die V oder V und Cr enthalten. Die Ausscheidungen auf V-Basis sind zum Beispiel V-Karbide und V-Carbo-Nitride. Die Ausscheidungen auf V-Basis können zusammengesetzte Ausscheidungen sein, die entweder ein V-Karbid oder ein V-Carbo-Nitrid 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 Fe-Karbiden wie Zementit unterschieden werden, und die Ausscheidungen auf V-Basis können identifiziert werden.
  • Es ist zu beachten, dass bei einem Stahldraht, bei dem der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt und der durch ein später beschriebenes Verfahren hergestellt wird, in einem TEM-Bild der (001)-Ebene im Ferrit die Tatsache, dass eine Ausscheidung, die als Liniensegment (Randabschnitt) beobachtet wird, die sich entlang der [100]-Orientierung oder [010]-Orientierung erstreckt, eine Ausscheidung auf V-Basis ist, durch Analyse unter Verwendung von energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDS) und Nanostrahl-Elektronenbeugung (NBD) bestätigt werden kann.
  • Wenn eine Ausscheidung, die sich als Liniensegment entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstreckt, in einem TEM-Bild der (001)-Ebene in Ferrit einer EDS-Zusammensetzungsanalyse unterzogen wird, wird V oder V und Cr nachgewiesen. Wird die Ausscheidung weiterhin einer Kristallstrukturanalyse mittels NBD unterzogen, so ist die Kristallstruktur der Ausscheidung kubisch, und die Gitterkonstante beträgt a = b = c = im Bereich von 0,4167 nm ±5%. Man beachte, dass in der Datenbank des International Center for Diffraction Data (ICDD) die Kristallstruktur von Ausscheidungen auf V-Basis (V-Karbide und V-Carbonitride) kubisch ist und die Gitterkonstante 0,4167 nm beträgt (ICDD Nr. 065-8822).
  • 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 der Ventilfeder erhöht. Wenn die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm weniger als 5000 Stück/µm3 beträgt, sind die Ausscheidungen auf V-Basis, die zur Verbesserung der Ermüdungsgrenze beitragen, zu gering. In diesem Fall wird in der Ventilfeder keine ausreichende Ermüdungsgrenze erhalten. Wenn die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 5000 Stück/µm3 oder mehr beträgt, sind genügend Ausscheidungen auf V-Basis in der Ventilfeder vorhanden. Infolgedessen werden die Ermüdungsgrenze und das Ermüdungsgrenzverhältnis der Ventilfeder merklich ansteigen. Eine bevorzugte untere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm ist 6000 Stück/µm3, bevorzugter ist 7000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 8000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 10000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 11000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 12000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 13000 Stück/µm3, weiter bevorzugt ist 14000 Stück/µm3 und weiter bevorzugt ist 15000 Stück/µm3.
  • 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 begrenzt ist. Im Falle der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung liegt die Obergrenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm jedoch beispielsweise bei 80000 Stück/µm3. Die obere Grenze der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm kann 75000 Stück/µm3 oder 73000 Stück/µm3 betragen.
  • [Verfahren zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • 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 festgestellt 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 der Scheibe eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm entnommen. 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 in Ferrit (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden kann. Die Dünnschichtprobe wird in das TEM eingesetzt, und die Kikuchi-Linien werden beobachtet. Die Dünnschichtprobe wird so gekippt, dass die [001]-Richtung des Ferrits in den Kikuchi-Linien mit der Einfallsrichtung eines Elektronenstrahls übereinstimmt. Nach der Einstellung wird das tatsächliche Bild aus einer vertikalen Richtung zur (001)-Ebene des Ferrits betrachtet. Nach der Einstellung werden Beobachtungssichtfelder an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe festgelegt. Jedes Beobachtungssichtfeld wird mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200000× und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungsichtfeld 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 (Randbereiche) beobachtet, die sich linear zur [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. In einem TEM-Bild werden Ausscheidungen mit einem anderen Helligkeitskontrast als die Grundphase dargestellt. Daher werden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis betrachtet. Die Länge des Liniensegments einer im Beobachtungssichtfeld der identifizierten Ausscheidung auf V-Basis wird gemessen, und die gemessene Länge des Liniensegments wird als maximaler Durchmesser (nm) der betreffenden Ausscheidung auf V-Basis definiert. Zum Beispiel bezeichnet die Referenznummer 10 (ein schwarz gefärbtes Liniensegment) in 1A und 1B eine Ausscheidung auf V-Basis.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den visuellen Beobachtungssichtfeldern an den vier Orten wird durch die vorgenannte Messung festgestellt. Aus der so ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und dem Gesamtvolumen der Beobachtungssichtfelder an den vier Orten wird die Anzahldichte (Stück/µm3) der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm ermittelt.
  • [Mikrostruktur der Ventilfeder]
  • Die Mikrostruktur 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. Beachten Sie, dass der Begriff „Martensit“, wie er in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, angelassenes Martensit bedeutet. Andere Phasen als Martensit in der Mikrostruktur der Ventilfeder sind Ausscheidungen, Einschlüsse und Restaustenit. Es ist zu beachten, dass unter diesen Phasen die Ausscheidungen und Einschlüsse im Vergleich zu den anderen Phasen so klein sind, dass sie vernachlässigt werden können.
  • Der Flächenanteil von Martensit kann nach folgendem Verfahren festgestellt werden. Die Ventilfeder gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Testkörper entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Testkörpers wird eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Drahtdurchmesserrichtung der Ventilfeder entspricht, als Beobachtungsfläche verwendet. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wird die Beobachtungsfläche mit 2% Salpetersäure-Alkohol (Nital-Ätzreagenz) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wird eine Länge, die durch die Teilung des Drahtdurchmessers d in vier gleiche Teile erhalten wird, als d/4 definiert. Auf der Beobachtungsfläche wird eine d/4-Tiefenposition von der Oberfläche der Ventilfeder mit einem optischen Mikroskop mit einer Vergrößerung von 500× 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 (µm2) des in jedem Sichtfeld identifizierten Martensits wird ermittelt. 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 sind Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide in der Ventilfeder wie folgt definiert:
    • Einschlüsse auf Oxid-Basis: Einschlüsse mit einem O-Gehalt von 10,0% oder mehr, in Masse-%.
    • Einschlüsse auf Sulfid-Basis: Einschlüsse mit einem S-Gehalt von 10,0% oder mehr, in Masse-%, 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.
  • Bei den Einschlüssen auf Oxid-Basis handelt es sich beispielsweise um eine oder mehrere Arten, die aus einer Gruppe ausgewählt werden, die aus SiO2, MnO, Al2O3 und MgO besteht. Bei den Einschlüssen auf Oxid-Basis kann es sich um Verbundeinschlüsse handeln, 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 der Ventilfeder wird der numerische Ca-Sulfid-Anteil in Bezug auf die Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis als der numerische Ca-Sulfid-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 auf  Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112021001170T5_0001
  • Zu diesem Zeitpunkt beträgt in der Ventilfeder der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20% oder weniger.
  • 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca und einer Ermüdungsgrenze bei einer Zykluszahl von 108 Zyklen (hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze) für eine Ventilfeder mit der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Ausführungsform veranschaulicht. 2 zeigt, dass bei einem numerischen Ca-Sulfid-Anteil Rca von mehr als 0,20% die hohe Zyklus-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 hohe Zyklus-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 um die Position herum verfügbar, an der der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca = 0,20% ist.
  • Wie oben beschrieben, nimmt die Ermüdungsgrenze bei einer Zyklenzahl von 108 Zyklen (hohe Zyklus-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, erhält man eine ausgezeichnete hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze. Daher ist in der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform eine bevorzugte Obergrenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils Rca 0,19%, weiter bevorzugt 0,18% und weiter bevorzugt 0,17%. Es ist zu beachten, dass, während eine untere Grenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils Rca nicht besonders limitiert ist, im Fall der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung die untere Grenze des numerischen Ca-Sulfid-Anteils Rca zum Beispiel 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 Teil eines Elementdrahtes, der die Ventilfeder bildet, wird herausgezogen. Die Länge des herausgezogenen Elementdrahtes wird auf eine Länge gebracht, die ungefähr 1/12 einer Windung (ein Betrag, der ungefähr 30 entspricht) der Ventilfeder entspricht. Der herausgezogene Elementdraht kann als eine annähernd lineare Form betrachtet werden. Der herausgezogene Elementdraht wird zur Herstellung eines Testkörpers verwendet, bei dem ein Querschnitt, der eine Mittelachse (Achse, die durch die Mitte des Drahtdurchmessers verläuft) des Elementdrahtes einschließt, als Beobachtungsfläche verwendet wird. Das heißt, ein Längsquerschnitt, der die Mittelachse des Elementdrahtes, der die Ventilfeder bildet, einschließt, wird als Beobachtungsfläche verwendet. Die Beobachtungsfläche ist hochglanzpoliert. Die hochglanzpolierte Beobachtungsfläche wird mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) mit einer Vergrößerung von 1000× betrachtet. Konkret werden auf der Beobachtungsfläche Beobachtungssichtfelder (jedes Beobachtungssichtfeld: 100 µm × 100 µm) an 10 beliebigen Stellen in einer d/4-Tiefenposition in Richtung des Drahtdurchmessers von der Oberfläche der Ventilfeder (Elementdraht) aus beobachtet.
  • Die Einschlüsse in jedem Beobachtungsichtfeld werden auf der Grundlage des Kontrasts in jedem Beobachtungssichtfeld identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wird einem EDS unterzogen, um Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide zu identifizieren. Insbesondere werden, auf der Grundlage der durch EDS-Elementaranalyse erhaltenen Ergebnisse in Bezug auf die Einschlüsse, Einschlüsse mit einem O-Gehalt von, in Masse-%, 10,0% oder mehr als „Einschlüsse auf Oxid-Basis“ identifiziert. Unter den Einschlüssen werden Einschlüsse mit einem S-Gehalt von, in Masse-%, 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 einem Ca-Gehalt von, in Masse-%, 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. Darüber hinaus haben Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von weniger als 0,5 µm einen äußerst geringen Einfluss auf die Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder. Daher wird in der vorliegenden Ausführungsform davon ausgegangen, dass Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr das Identifikationsziel sind. Die Obergrenze des äquivalenten Kreisdurchmessers von Einschlüssen auf Oxid-Basis, 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) auf der Grundlage der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis, die in den oben genannten visuellen Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, und der Gesamtzahl der Ca-Sulfide, die in den oben genannten visuellen Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, bestimmt.  Rca = Anzahl der Ca − Sulfide / Gesamtzahl der Einschl u ¨ sse auf Oxid − Basis und der  Einschl u ¨ sse auf Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112021001170T5_0002
  • Wie oben beschrieben, liegen in der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform die jeweiligen Elemente in der chemischen Zusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform, die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm liegt im Bereich von 5000 bis 80000 Stück/µm3, und der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca beträgt 0,20% oder weniger. Daher erhält die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze. Insbesondere wird eine hohe Ermüdungsgrenze (hohe Zyklus-Ermüdungsgrenze) bei einer Zykluszahl von 108 Zyklen erhalten.
  • [Herstellungsverfahren]
  • Nachfolgend wird ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Solange die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform wie oben beschrieben gebildet wird, ist das Verfahren nicht auf das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren limitiert. Das nachfolgend 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. Bezugnehmend auf 3 umfasst das Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform einen Walzdrahtvorbereitungsschritt (S10), einen Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) und einen Ventilfederherstellungsschritt (S30). Jeder dieser Schritte wird im Folgenden beschrieben.
  • [Walzdrahtvorbereitungsschritt (S10)]
  • Der Walzdrahtvorbereitungsschritt (S10) umfasst einen Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S1) und einen Warmumformungsschritt (S2). Walzdrahtvorbereitungsschritt (S10) wird ein Walzdraht hergestellt, der als Ausgangsmaterial für den Stahldraht dienen wird.
  • [Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S1)]
  • Im Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S1) wird ein Ausgangsmaterial mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung hergestellt. Der hier verwendete Begriff „Ausgangsmaterial“ bezieht sich auf einen Vorblock oder einen Barren. Der Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S1) umfasst einen Raffinationsprozess und einen Gießprozess.
  • [Raffinationsverfahren]
  • Im Raffinationsprozess werden die Raffination des geschmolzenen Stahls und die Einstellung der Komponenten des geschmolzenen Stahls durchgeführt. Der Raffinationsprozess umfasst eine Primär- und eine Sekundärraffination. Die Primärraffination ist die Raffination mit einem Konverter und ist eine bekannte Raffination. Die Sekundärraffination ist die Raffination in einer Pfanne und ist eine bekannte Raffination. 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.
  • [Betreffend (A)]
  • Im Hinblick auf das vorgenannte (A) ist der Ca-Gehalt in Ferrolegierungen hoch. Außerdem ist im Falle eines geschmolzenen Stahls, der einer Si-Desoxidation unterzogen wird, die Ca-Ausbeute im geschmolzenen Stahl 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 dem geschmolzenen Stahl bei der Sekundärraffination zugesetzt werden, auf 1,0% oder weniger eingestellt.
  • [Betreffend (B)]
  • Darüber hinaus werden der Stahlschmelze in Bezug auf (B) Hilfsrohmaterialien (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 Sekundärraffination des Raffinationsprozesses zugesetzt werden, ist in den Schlackenbildnern als Ca-Oxide enthalten. Daher wird das Ca in den Schlackenbildnern während der Sekundärraffination 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 der Rca. Daher werden die Schlackenbildner dem geschmolzenen Stahl vor dem Endstadium der Sekundärraffination zugesetzt. Hier bedeutet der Ausdruck „vor dem Endstadium der Sekundärraffination“ in einem Fall, in dem die Raffinationszeitdauer der Sekundärraffination als „t (min)“ definiert ist, zumindest innerhalb eines Zeitraums, bis eine Zeit, die 4t/5 Minuten entspricht, ab dem Zeitpunkt, an dem die Sekundärraffination begann, verstrichen ist. Das heißt, die Schlackenbildner werden dem geschmolzenen Stahl vor einem Zeitpunkt zugesetzt, der 0,80 t Minuten nach Beginn der Sekundärraffination im Raffinationsprozess entspricht.
  • [Gießverfahren]
  • Aus der durch das vorgenannte Raffinationsverfahren erzeugten Stahlschmelze wird ein Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) hergestellt. Insbesondere wird ein Vorblock in einem Stranggussverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt. Alternativ dazu kann ein Barren durch ein Barrenherstellungsverfahren unter Verwendung des geschmolzenen Stahls hergestellt werden. Der nächste Schritt, der Warmumformungsschritt (S2), wird unter Verwendung des hergestellten Vorblocks oder Barrens (Ausgangsmaterial) durchgeführt.
  • [Warmumformungsschritt (S2)]
  • Im Warmumformungsschritt (S2) wird das im Ausgangsmaterialvorbereitungsschritt (S1) hergestellte Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) einem Warmwalzen unterzogen, um einen Walzdraht herzustellen.
  • Der Warmumformungsschritt (S2) umfasst einen Vorwalzprozess und einen Fertigwalzprozess. Beim Vorwalzen wird zunächst das Ausgangsmaterial erwärmt. Zur Erwärmung des Vormaterials wird ein Aufwärmofen oder eine Sickergrube verwendet. Das Ausgangsmaterial wird in dem Aufwärmofen oder der Sickergrube auf 1200 bis 1300°C erhitzt. Das Ausgangsmaterial wird beispielsweise 1,5 bis 10,0 Stunden lang bei einer Ofentemperatur von 1200 bis 1300°C gehalten. Nach dem Erhitzen wird das Ausgangsmaterial aus dem Aufwärmofen oder der Sickergrube entnommen und dem Warmwalzen unterzogen. Für das Warmwalzen im Vorwalzverfahren wird zum Beispiel ein Blockwalzwerk verwendet. Das Blockwalzwerk dient dazu, das Ausgangsmaterial zu einem Knüppel zu walzen. Wenn dem Blockwalzwerk ein kontinuierliches Walzwerk nachgeschaltet ist, kann das kontinuierliches Walzwerk dazu verwendet werden, den nach dem Vorwalzen erhaltenen Knüppel weiter warmzuwalzen, um so einen Knüppel mit noch kleineren Abmessungen zu erzeugen. In dem kontinuierlichen Walzwerk sind beispielsweise 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 Aufwärmofen eingelegt und auf 900 bis 1250°C erhitzt. 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 Aufwärmofen entnommen. Der entnommene Knüppel wird in einem kontinuierlichen Walzwerk warmgewalzt, um einen Walzdraht herzustellen. Der Durchmesser des Walzdrahtes ist nicht besonders begrenzt. Der Durchmesser des Walzdrahtes wird auf der Grundlage des Drahtdurchmessers der Feder, die das Endprodukt ist, bestimmt. Ein Walzdraht wird durch das oben beschriebene Herstellungsverfahren hergestellt.
  • [Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20)]
  • Im Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) wird der Stahldraht, der als Ausgangsmaterial für eine Ventilfeder dienen soll, vorbereitet. Der Begriff „Stahldraht“ bezeichnet hier ein Stahlmaterial, das dadurch erhalten wird, dass ein Walzdraht, der ein Warmumformungsmaterial (Warmwalzmaterial) ist, ein oder mehrere Male einem Drahtziehen unterzogen wird. Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) umfasst einen Patentierungsbehandlungsschritt (S3), der je nach Bedarf durchgeführt wird, einen Drahtziehschritt (S4) und einen Vergütungsschritt (S5).
  • [Patentierungsbehandlungsschritt (S3)]
  • Im Patentierungsbehandlungsschritt (S3) wird eine Patentierungsbehandlung an dem durch den Walzdrahtvorbereitungsschritt (S10) hergestellten Walzdraht durchgeführt, um die Mikrostruktur eines Walzdrahtes zu einer Ferrit- und Perlitstruktur zu machen und dadurch den Walzdraht zu erweichen. Es reicht aus, die Patentierungsbehandlung nach einem bekannten Verfahren durchzuführen. Die Wärmebehandlungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung beträgt beispielsweise 550°C oder mehr, und vorzugsweise 580°C oder mehr. Die Obergrenze der Wärmebehandlungstemperatur bei der Patentierungsbehandlung liegt bei 750°C. Man beachte, dass der Patentierungsbehandlungsschritt (S3) kein wesentlicher 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 Durchmesser 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 in Form einer Phosphatschicht oder einer 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 Stempeln ausgestattet, um den Walzdraht dem Drahtziehen zu unterziehen.
  • [Vergütungsschritt (S5)]
  • In dem Vergütungsschritt (S5) wird der Stahldraht nach dem Drahtziehschritt (S4) einer Vergütungsbehandlung unterzogen. Der Vergütungsschritt (S5) umfasst einen Abschreckprozess und einen Anlassprozess. Beim Abschrecken wird der Stahldraht zunächst auf den Ac3-Umwandlungspunkt oder höher erhitzt. Die Erwärmung erfolgt beispielsweise mit einer Hochfrequenz-Induktionsheizvorrichtung oder einer Strahlungsheizvorrichtung. Der erwärmte Stahldraht wird schnell abgekühlt. Die schnelle Abkühlung kann durch Wasserkühlung oder Ölkühlung erfolgen. Durch das Abschrecken wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes in eine Struktur verwandelt, die hauptsächlich aus Martensit besteht.
  • Nach dem Abschrecken wird der Stahldraht einem Anlassen unterzogen. Die Anlasstemperatur beim Anlassen ist der Ac1-Umwandlungspunkt oder niedriger. Die Anlasstemperatur beträgt beispielsweise 250 bis 520 °C. Durch das Anlassen wird die Mikrostruktur des Stahldrahtes aus einer Struktur hergestellt, die hauptsächlich aus angelassenem Martensit besteht. Ein Stahldraht, der als Ausgangsmaterial für eine Ventilfeder dient, wird durch das oben beschriebene Produktionsverfahren hergestellt.
  • [Ventilfederherstellungsschritt (S30)]
  • Im Ventilfederherstellungsschritt (S30) wird eine Ventilfeder unter Verwendung des im Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) hergestellten Stahldrahtes produziert. Der Ventilfederherstellungsschritt (S30) umfasst einen Kaltwickelschritt (S6), einen Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7), einen Nitrierschritt (S8), der nach Bedarf durchgeführt wird, einen Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) und einen Kugelstrahlschritt (S9).
  • [Kaltwickelschritt (S6)]
  • Im Kaltwickelschritt (S6) wird der Stahldraht der vorliegenden Ausführungsform, der durch den Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) hergestellt wurde, einem Kaltwickeln unterzogen, um ein Stahlzwischenmaterial für eine Ventilfeder herzustellen. Das Kaltwickeln wird mit einer bekannten Wickelvorrichtung durchgeführt. Die Wickelvorrichtung 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 gegenüberliegender Rollen. Die Vielzahl der Übertragungsrollensätze ist in einer Reihe angeordnet. Jeder Übertragungsrollensatz klemmt den Stahldraht zwischen den Rollenpaaren ein und transportiert den Stahldraht in der Drahtführungsrichtung. Der Stahldraht läuft durch die Drahtführung. Der Stahldraht, der die Drahtführung durchlaufen hat, wird von der Vielzahl von Wickelstiften und dem Dorn bogenförmig gebogen und dadurch zu einem spulenförmigen Stahlzwischenmaterial geformt.
  • [Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7)]
  • Der Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) ist ein wesentlicher Schritt. In Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) wird eine Glühbehandlung durchgeführt, um Restspannungen zu beseitigen, die im Stahlzwischenmaterial durch den Kaltwickelschritt erzeugt wurden. Die Behandlungstemperatur (Glühtemperatur) bei der Glühbehandlung wird z. B. auf 400 bis 500°C eingestellt. Die Haltezeit bei der Glühtemperatur ist nicht besonders begrenzt, beträgt aber z. B. 10 bis 50 Minuten. Nach Ablauf der Haltezeit lässt man das Stahlzwischenmaterial abkühlen oder kühlt es langsam auf Normaltemperatur ab.
  • [Nitrierschritt (S8)]
  • Der Nitrierschritt (S8) ist ein beliebiger Schritt und kein wesentlicher Schritt. Das heißt, der Nitrierschritt kann durchgeführt werden oder muss nicht durchgeführt werden. Wenn der Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird, wird das Stahlzwischenmaterial nach dem Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) nitriert. Beim Nitrieren wird Stickstoff veranlasst, in die äußere Schicht des Stahlzwischenmaterials einzudringen, und eine nitrierte Schicht (gehärtete Schicht) wird an der äußeren Schicht des Stahlzwischenmaterials durch Festlösungsverfestigung durch gelösten Stickstoff und Ausscheidungsverfestigung durch Nitridbildung gebildet.
  • Es genügt, das Nitrieren unter den bekannten Bedingungen durchzuführen. Das Nitrieren wird bei einer Behandlungstemperatur (Nitriertemperatur) durchgeführt, die nicht höher ist als der Ac1-Umwandlungspunkt. Die Nitriertemperatur beträgt zum Beispiel 400 bis 530°C. Die Haltezeit bei der Nitriertemperatur liegt zwischen 1,0 und 5,0 Stunden. Die Atmosphäre in dem Ofen, in dem das Nitrieren durchgeführt wird, ist nicht besonders begrenzt, solange es sich um eine Atmosphäre handelt, in der das chemische Potenzial von Stickstoff ausreichend hoch ist. Die Ofenatmosphäre für das Nitrieren kann z. B. eine Atmosphäre sein, der ein Gas mit aufkohlenden Eigenschaften (RX-Gas o. ä.) beigemischt wird, wie es beim Weichnitrieren der Fall ist.
  • [Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100)]
  • Der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) ist ein wesentlicher Schritt. In dem Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) wird eine Wärmebehandlung (Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis) an dem Stahlzwischenmaterial nach dem Nitrierschritt (S8) durchgeführt, wenn der Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird, oder an dem Stahlzwischenmaterial nach dem Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7), wenn der Nitrierschritt (S8) nicht durchgeführt wird, um dadurch feine Ausscheidungen auf V-Basis in der Ventilfeder zu bilden. Durch Ausführen des Wärmebehandlungsschritts zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) in der Ventilfeder wird die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm auf 5000 bis 80000 Stück/µm3 hergestellt.
  • Bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wird eine Wärmebehandlungstemperatur 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 sec) bis 50 Minuten. Die oben erwähnte Erwärmungstemperatur und Haltezeit werden so eingestellt, dass die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in der Ventilfeder 5000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt.
  • In einem Fall, in dem ein Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird, kann die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung der V-basierten Ausscheidungen höher sein als die Nitriertemperatur im Nitrierschritt (S8). 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 als der Nitriertemperatur im Falle der Durchführung des Nitrierschritts (S8) 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 Stahlmaterials, aus dem die Ventilfeder gebildet wird, auf einem hohen Niveau gehalten wird. In einem Fall, in dem der Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird, ist es notwendig, ein Erwärmen auf eine Nitriertemperatur durchzuführen. Daher wird bei dem herkömmlichen Herstellungsverfahren eine Abnahme der Festigkeit des Stahls dadurch verhindert, dass die Erwärmungstemperatur in einem anderen Wärmebehandlungsschritt als dem Nitrieren so weit wie möglich unter der Nitriertemperatur liegt. Andererseits wurde für die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform anstelle der technischen Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Erhöhung der Festigkeit des Stahlmaterials die technische Idee der Erhöhung der Ermüdungsgrenze einer Ventilfeder durch Bildung einer großen Anzahl von feinen Ausscheidungen auf V-Basis in Nanogröße übernommen. Daher wird bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis die Wärmebehandlungstemperatur 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 bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis liegt bei 550°C, bevorzugter bei 560°C, weiter bevorzugt bei 565°C und weiter bevorzugt bei 570°C. Eine bevorzugte obere Grenze der Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis ist 640°C, bevorzugter ist 630°C, weiter bevorzugt ist 620°C und weiter bevorzugt ist 610°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 29,5 bis 38,9 liegt. Fn = { T 3 / 2 × { 0,6 t 1 / 8 + ( Cr + Mo + 2V ) 1 / 2 } } / 1000
    Figure DE112021001170T5_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 der Ventilfeder wird für jedes Symbol eines Elements in Gleichung (2) eingesetzt.
  • 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, wird die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis 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). Bei steigender Temperatur lösen sich die Karbide auf Fe-Basis, Cr-Karbide und Mo-Karbide auf und dienen als Keimstellen für Ausscheidungen auf V-Basis. Infolgedessen wird bei der Wärmebehandlungstemperatur T die Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis erleichtert.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung der Ventilfeder 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 29,5 beträgt. In diesem Fall wird die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im hergestellten Ventilfeder weniger als 5000 Stück/µm3 betragen. Andererseits, unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung der Ventilfeder innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wenn Fn mehr als 38,9 beträgt, werden die gebildeten Ausscheidungen auf V-Basis vergröbert. In diesem Fall wird die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in der hergestellten Ventilfeder weniger als 5000 Stück/µm3 betragen.
  • Unter der Voraussetzung, dass der Gehalt jedes Elements in der chemischen Zusammensetzung der Ventilfeder innerhalb des Bereichs der vorliegenden Ausführungsform liegt, wenn Fn im Bereich von 29,5 bis 38,9 liegt, wird im hergestellten Stahldraht die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm im Bereich von 5000 bis 80000 Stück/µm3 liegen.
  • Eine bevorzugte untere Grenze von Fn liegt bei 29,6, weiter bevorzugt bei 29,8 und weiter bevorzugt bei 30,0. Eine bevorzugte obere Grenze von Fn ist 38,5, weiter bevorzugt 38,0, weiter bevorzugt 37,5, weiter bevorzugt 37,0, weiter bevorzugt 36,5, weiter bevorzugt 36,0 und weiter bevorzugt 35,5.
  • [Kugel strahl schritt (S9)]
  • Der Kugel strahl schritt (S9) ist ein wesentlicher Schritt. Beim Kugelstrahlschritt (S9) wird die Oberfläche des Stahlzwischenmaterials nach dem der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) kugelgestrahlt. Auf diese Weise werden Druckeigenspannungen in die äußere Schicht der Feder eingebracht, und die Ermüdungsgrenze der Feder kann weiter erhöht werden. Das Kugelstrahlen kann nach einem bekannten Verfahren durchgeführt werden. Zum Beispiel werden Strahlmittel mit einem Durchmesser von 0,01 bis 1,5 mm für das Kugelstrahlen verwendet. Als Strahlmittel können bekannte Strahlmittel wie Stahlschrot oder Stahlkugeln verwendet werden. Die auf die Feder 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 wird nach dem oben beschriebenen Herstellungsverfahren hergestellt. Es ist zu beachten, dass bei dem Verfahren zur Herstellung der Ventilfeder, wie oben erwähnt, der Nitrierschritt (S8) durchgeführt werden kann oder nicht durchgeführt werden muss. Kurz gesagt, die Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform kann nitriert werden oder muss nicht nitriert werden. In der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform beträgt die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm 5000 bis 80000 Stück/µm3. Darüber hinaus beträgt in der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca 0,20% oder weniger. Daher erhält die Ventilfeder eine ausgezeichnete Ermüdungsgrenze.
  • Es ist zu beachten, dass bei dem oben beschriebenen Herstellungsverfahren im Falle der Durchführung des Nitrierschritts (S8) der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nach dem Nitrierschritt (S8) durchgeführt wird. Wird der Nitrierschritt (S8) nicht durchgeführt, wird der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nach dem Spannungsarmglühbehandlungsschritt (S7) durchgeführt. Solange jedoch der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nach dem Abschrecken im Vergütungsschritt (S5) erfolgt, kann der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) in jedem Stadium durchgeführt werden. Beispielsweise kann im Fall der Durchführung des Nitrierschritts (S8) ein Produktionsfluss angenommen werden, bei dem der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nicht in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Nitrierschritt (S8) und vor dem Kugel strahl schritt (S9) liegt, und stattdessen der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nach dem Kugel strahl schritt (S9) durchgeführt wird. Weiterhin kann im Falle der Durchführung des Nitrierschritts (S8) ein Produktionsfluss angenommen werden, bei dem der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) nicht in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Nitrierschritt (S8) und vor dem Kugelstrahlschritt (S9) liegt, und stattdessen der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) in einem Stadium durchgeführt wird, das nach dem Vergütungsschritt (S5) und vor dem Kaltwickelschritt (S6) liegt. Darüber hinaus kann der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) anstelle des Temperierens im Vergütungsschritt (S5) durchgeführt werden. In diesem Fall dient der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) auch als Anlassen. In einem Fall, in dem der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) anstelle des Anlassens nach dem Abschrecken durchgeführt wird, braucht der Wärmebehandlungsschritt zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis (S100) 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 Stahldrahtvorbereitungsschritt (S20) 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 Ventilfederherstellungsschritt (S30) unter Verwendung des vorbereiteten Stahldrahtes durchführen.
  • [Beispiel 1]
  • Vorteilhafte Wirkungen der Ventilfeder der vorliegenden Ausführungsform werden nun anhand von Beispielen näher beschrieben. Die in den folgenden Beispielen angenommenen Bedingungen sind ein Beispiel für Bedingungen, die angenommen wurden, um die Durchführbarkeit und die vorteilhaften Wirkungen der 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.
    [Tabelle 1]
    Figure DE112021001170T5_0004
    Figure DE112021001170T5_0005
  • 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. In Bezug auf den Nb-Gehalt der Stahltypnummer A bedeutet das „-“ Symbol beispielsweise, dass der Gehalt „0"% beträgt, wenn der Gehalt auf drei Dezimalstellen gerundet wird. Bei den chemischen Zusammensetzungen der in Tabelle 1 aufgeführten Stahltypnummern handelt es sich neben den in Tabelle 1 aufgeführten Elementen um Fe und Verunreinigungen. Die Raffinationsbedingungen (Ca-Gehalt (Masse-%) in den Ferrolegierungen, die der Stahlschmelze während des Raffinationsprozesses zugesetzt werden, und, wenn die Raffinationszeit als „t (min)“ definiert ist, die Zeit vom Beginn des Raffinationsprozesses bis zur Zugabe von Schlackenbildnern) bei der Herstellung der Stahlschmelze waren wie in Tabelle 2 dargestellt.
    [Tabelle 2]
    Figure DE112021001170T5_0006
    Figure DE112021001170T5_0007
  • Jeder der geschmolzenen Stähle wurde nach dem Raffinieren zur Herstellung eines Vorblocks im Stranggussverfahren verwendet. Nach dem Erwärmen des Vorblocks wurde dieser einem Vorwalzprozess unterzogen und anschließend in einem Stranggussverfahren gewalzt, um einen Knüppel mit einem Querschnitt senkrecht zur Längsrichtung von 162 mm × 162 mm zu erzeugen. 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 Testnummer 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, und die Haltezeit bei der Erwärmungstemperatur betrug 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. Der bei der Abschrecktemperatur gehaltene Stahldraht wurde einer Wasserkühlung unterzogen. Nach dem Abschrecken wurde der Stahldraht angelassen. Die Anlasstemperatur betrug 480°C. Die Stahldrähte mit den entsprechenden Testnummern wurden nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt.
  • Der hergestellte Stahldraht wurde einem Verfahren zur Herstellung einer Ventilfeder unterzogen. Im Folgenden wird eine Ventilfeder, die nitriert wurde, als „nitrierte Ventilfeder“ bezeichnet. Die nitrierten Ventilfedern wurden nach dem folgenden Verfahren hergestellt. Der Stahldraht jeder Testnummer wurde unter den gleichen Bedingungen kalt gewickelt, um ein gewickeltes Stahlzwischenmaterial herzustellen. Der mittlere Windungsdurchmesser D des gewickelten Stahlzwischenmaterials betrug 26,5 mm, und der Drahtdurchmesser d des gewickelten Stahlzwischenmaterials betrug 4,0 mm. Das Stahlzwischenmaterial wurde einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen. Die Glühtemperatur bei der Spannungsarmglühbehandlung 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 der Spannungsarmglühbehandlung einem Nitrieren unterzogen. Die Nitriertemperatur wurde auf 450°C festgelegt, und die Haltezeit bei der Nitriertemperatur betrug 5,0 Stunden. Das Stahlzwischenmaterial wurde nach dem Nitrieren einer Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unterzogen. Die Wärmebehandlungstemperatur T (°C), die Haltezeit t (min) und der Fn-Wert bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis sind in Tabelle 2 aufgeführt. Man beachte, dass bei den Testnummern 22 und 26 bis 28 keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis durchgeführt wurde. 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 Strahlmittelmenge, die bei den jeweiligen Kugelstrahl-Operationen auf eine Flächeneinheit pro Zeiteinheit geschossen wurde, wurden für jede Testnummer gleich gemacht. Die nitrierten Ventilfedern wurden nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt.
  • [Bewertungstests]
  • Der hergestellte Stahldraht jeder Testnummer wurde einem Kaltwickelverformungstest unterzogen. Darüber hinaus wurde die hergestellte nitrierte Ventilfeder jeder Testnummer einem Mikrostrukturbeobachtungstest, einem Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis, einem Test zur Messung des numerischen Ca-Sulfid-Anteils (Rca), einem Test zur Messung der Vickers-Härte und einem Ermüdungstest unterzogen.
  • [Kaltwickelverformungstest]
  • Das Kaltwickeln des Stahldrahtes jeder Testnummer wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt, und es wurde untersucht, ob es möglich war, Kaltwickelarbeiten auszuführen oder nicht. Der mittlere Spulendurchmesser D (= (Spuleninnendurchmesser + Spulenaußendurchmesser)/2) des gewickeltes Stahlzwischenmaterials wurde auf 12,1 mm festgelegt, und der Drahtdurchmesser d des aufgewickelten Stahlzwischenmaterials wurde auf 4,0 mm festgelegt. Ob Kaltwickelarbeiten möglich waren oder nicht, ist in der Spalte „Wickeln möglich/nicht möglich“ in Tabelle 2 angegeben. Das Symbol „O“ zeigt an, dass Kaltwickelarbeiten durchgeführt werden konnten, und das Symbol „ד zeigt an, dass Kaltwickelarbeiten nicht durchgeführt werden konnten.
  • [Mikrostrukturbeobachtungstest]
  • Die nitrierte Ventilfeder jeder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und ein Testkörper entnommen. Von den Oberflächen des entnommenen Testkörpers wurde eine Oberfläche, die einem Querschnitt in Richtung des Drahtdurchmessers der Ventilfeder entspricht, als Beobachtungsfläche gewählt. Nach dem Hochglanzpolieren der Beobachtungsfläche wurde die Beobachtungsfläche mit 2%iger Salpetersäure-Alkohol-Lösung (Nital-Ätzmittel) geätzt. Auf der geätzten Beobachtungsfläche wurde eine d/4-Tiefenposition von der Oberfläche der Ventilfeder aus mit einem optischen Mikroskop mit einer Vergrößerung von 500× beobachtet, und es wurden fotografische Bilder von fünf beliebigen Sichtfeldern erstellt. Die Größe jedes Sichtfeldes 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.
  • [Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • Die nitrierte Ventilfeder jeder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und einer Dicke von 0,5 mm entnommen. Beide Seiten der Scheibe wurden mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm betrug. Danach wurde der Scheibe eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm entnommen. Die Probe wurde in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wurde mit einem TEM untersucht. Insbesondere wurde zunächst eine Analyse der Kikuchi-Linien in Bezug auf die Dünnschichtprobe durchgeführt, um die Kristallorientierung der Dünnschichtprobe zu identifizieren. Anschließend wurde die Dünnschichtprobe auf der Grundlage der ermittelten Kristallorientierung gekippt und die Dünnschichtprobe so eingestellt, dass die (001)-Ebene im Ferrit (kubisch-raumzentriertes Gitter) beobachtet werden konnte. Die Dünnschichtprobe wurde in das 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 zur (001)-Ebene des Ferrits beobachtet. Nach der Einstellung der Dünnschichtprobe wurden Beobachtungssichtfelder an vier beliebigen Stellen der Dünnschichtprobe ermittelt. Jedes Beobachtungssichtfeld wurde mit einer Beobachtungsvergrößerung von 200000× und einer Beschleunigungsspannung von 200 kV beobachtet. Das Beobachtungssichtfeld wurde auf 0,09 µm × 0,09 µm festgelegt.
  • Wie bereits erwähnt, scheiden sich Ausscheidungen auf V-Basis plattenförmig entlang einer {001}-Ebene in Ferrit aus. In Ferritkörnern auf der (001)-Ebene werden Ausscheidungen auf V-Basis als Liniensegmente (Kantenabschnitte) beobachtet, die sich linear in Bezug auf die [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken. In einem TEM-Bild werden Ausscheidungen mit einem anderen Helligkeitskontrast als die Grundphase dargestellt. Daher wurden in einem TEM-Bild einer (001)-Ebene in Ferrit Liniensegmente, die sich entlang der [100]- oder [010]-Orientierung erstrecken, als Ausscheidungen auf V-Basis angesehen. Die Länge des Liniensegments der jeweiligen Ausscheidungen auf V-Basis, die in jedem der visuellen Beobachtungsfelder identifiziert wurden, wurde gemessen, und die gemessene Länge des Liniensegments wurde als maximaler Durchmesser (nm) der betreffenden Ausscheidungen auf V-Basis definiert.
  • Die Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm in den Beobachtungssichtfeldern an den vier Standorten wurde durch die vorgenannte Messung bestimmt. Basierend auf der ermittelten Gesamtzahl der Ausscheidungen auf V-Basis und dem Gesamtvolumen der Beobachtungssichtfelder an den vier Standorten wurde die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich 2 bis 10 nm (Stück/µm3) ermittelt. Die ermittelte Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis ist in der Spalte „Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm3)“ in Tabelle 2 angegeben. Das Symbol „-“ in der Spalte „Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm3)“ bedeutet, dass die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis 0 Stück/µm3 betrug.
  • [Ca-Sulfide-Anteil-Rca-Messungstest]
  • Die Ventilfeder jeder Testnummer wurde in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten, und ein Teil des Elementdrahtes, der die Ventilfeder bildet, wurde herausgezogen. Die Länge des entnommenen Elementdrahtes wurde auf eine Länge gebracht, die etwa 1/12 einer Windung (was etwa 30 entspricht) der Ventilfeder entspricht. Der entnommene Elementdraht wurde zur Herstellung eines Testkörpers verwendet, bei dem ein Querschnitt mit einer Mittelachse (Achse, die durch die Mitte des Drahtdurchmessers verläuft) des Elementdrahtes als Beobachtungsfläche verwendet wurde. Das heißt, ein Längsschnitt mit der Mittelachse des Elementdrahtes, der die Ventilfeder bildet, wurde als Beobachtungsfläche verwendet. Die Beobachtungsfläche wurde hochglanzpoliert. Die hochglanzpolierte Beobachtungsfläche wurde mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) mit einer Vergrößerung von 1000× betrachtet. Konkret wurden auf der Beobachtungsfläche Beobachtungssichtfelder (jedes Beobachtungssichtfeld: 100 µm × 100 µm) an 10 beliebigen Stellen in einer d/4-Tiefenposition in Richtung des Drahtdurchmessers von der Oberfläche der Ventilfeder (Elementdraht) aus beobachtet.
  • Die Einschlüsse in jedem Beobachtungssichtfeld wurden auf der Grundlage des Kontrasts in jedem Beobachtungssichtfeld identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wurde einem EDS unterzogen, um Einschlüsse auf Oxid-Basis, Einschlüsse auf Sulfid-Basis und Ca-Sulfide zu identifizieren. Insbesondere wurden auf der Grundlage der durch EDS erhaltenen Ergebnisse der Elementaranalyse in Bezug auf die Einschlüsse 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, in Masse-%, 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, in Masse-%, 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 für die Identifizierung von Einschlüssen verwendet wurde, wurde auf 0,2 µm festgelegt. Der numerische Ca-Sulfid-Anteil der Rca (%) wurde unter Verwendung der Gleichung (1) auf der Grundlage der Gesamtzahl der Einschlüsse auf Oxid-Basis und der Einschlüsse auf Sulfid-Basis, die in den oben genannten visuellen Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, und der Gesamtzahl der Ca-Sulfide, die in den oben genannten visuellen Beobachtungssichtfeldern an 10 Stellen identifiziert wurden, bestimmt. Rca = Anzahl der Ca − Sulfide / Gesamtzahl der Einschl u ¨ sse auf Oxid − Basis und der  Einschl u ¨ sse auf Sulfid − Basis × 100
    Figure DE112021001170T5_0008
  • [Vickers-Härtemessungstest]
  • Die Härte des Kernabschnitts der nitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde durch einen Vickers-Härtemessungstest bestimmt. Insbesondere wurde ein Vickers-Härtemessungstest gemäß JIS Z 2244 (2009) an drei beliebigen Stellen an einer d/4-Tiefenposition eines Querschnitts in Richtung des Drahtdurchmessers der nitrierten Ventilfeder jeder Testnummer durchgeführt. Die Prüfkraft wurde auf 0,49 N eingestellt. Der arithmetische Mittelwert der erhaltenen Vickershärtewerte an den drei Stellen wurde als Vickershärte des Kernabschnitts der nitrierten Ventilfeder der entsprechenden Testnummer angenommen.
  • [Ermüdungstest]
  • Mit der nitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde ein nachfolgend beschriebener Ermüdungsversuch durchgeführt. Für den Ermüdungsversuch wurde ein Druckermüdungsversuch durchgeführt, bei dem eine wiederholte Last in Richtung der Mittelachse der gewickelten nitrierten Ventilfeder aufgebracht wurde. Als Prüfmaschine wurde ein elektrohydraulisches Servo-Ermüdungsprüfgerät (Last 500 kN) verwendet.
  • Als Testbedingungen wurden ein Spannungsverhältnis von 0,2 als Last und eine Frequenz von 1 bis 3 Hz festgelegt. Die Prüfung wurde bis zum Bruch der Ventilfeder durchgeführt, wobei eine Zykluszahl 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 das Ergebnis des Tests als „Nichtbruch“ eingestuft. In diesem Fall wurde der Höchstwert der Testspannung, bei dem die Ventilfeder nach 108 Zyklen nicht brach, als „FM“ definiert, und der Mindestwert der Testspannung, 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 (FE - FM)/ FA ≤ 0,10 beträgt, wurde als Ermüdungsgrenze (MPa) definiert. Andererseits wurde in einem Fall, in dem alle Ventilfedern infolge des Tests gebrochen sind, d. h. in einem Fall, in dem FM nicht ermittelt werden konnte, eine Testspannung, die einer Lebensdauer von 108 Zyklen entspricht, auf der Grundlage des Verhältnisses zwischen der Bruchlebensdauer und der Testspannung extrapoliert, und die erhaltene Testspannung wurde als Ermüdungsgrenze (MPa) definiert. Dabei entsprach die Testspannung der Oberflächenspannungsamplitude an der Bruchstelle. Für die nitrierte Ventilfedern jeder Testnummer wurde eine hohe Zyklusermüdungsgrenze (MPa) auf der Grundlage der oben genannten Definitionen und der Auswertungstests bestimmt. Darüber hinaus wurden die erhaltene Ermüdungsgrenze und die Vickershärte des Abschnitts zur Feststellung eines Ermüdungsgrenzverhältnisses (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte des Abschnitts) der nitrierten Ventilfeder verwendet.
  • [Testergebnisse]
  • Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. Aus Tabelle 2 geht hervor, dass bei den Prüfungen 1 bis 21 die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren geeignet waren. Daher war der Stahldraht jeder Testnummer ausgezeichnet in der Verarbeitbarkeit beim Kaltwickeln. Weiterhin betrug der Martensitflächenanteil in der Mikrostruktur der nitrierten Ventilfeder jeder Testnummer 90,0% oder mehr. Darüber hinaus betrug die Dichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm bei jeder dieser Testnummern 5000 bis 80000 Stück/µm3. Außerdem lag der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca bei 0,20% oder weniger. Daher betrug die Ermüdungsgrenze der nitrierten Ventilfeder 1390 MPa oder mehr, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze (= Ermüdungsgrenze/Vickers-Härte des Kernabschnitts) der nitrierten Ventilfeder betrug 2,45 oder mehr.
  • Andererseits war der Si-Gehalt in Test Nummer 22 zu hoch. Daher war die Verarbeitbarkeit beim Kaltwickeln gering.
  • In Test Nummer 23 war der V-Gehalt zu niedrig. Daher war die Anzahldichte der auf Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummer 24 war der Ca-Gehalt zu niedrig. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummer 25 war der Ca-Gehalt zu hoch. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil zu hoch. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummern 26 bis 28 wurde die Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis nicht durchgeführt, obwohl die chemische Zusammensetzung geeignet war. Daher war die Anzahldichte der auf Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummern 29 bis 31 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Erwärmung der Ausscheidungen auf V-Basis zu niedrig, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummern 32 bis 34 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung der Ausscheidungen auf V-Basis zu hoch, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher vergröberten die Ausscheidungen auf V-Basis und die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm war zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummern 35 und 36 betrug der Ca-Gehalt in den Ferrolegierungen, die dem geschmolzenen Stahl zugesetzt wurden, mehr als 1,0%. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca zu hoch. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummern 37 und 38 betrug die Zeit vom Beginn des Mahlprozesses bis zur Zugabe von Schlackenbildnern mehr als 4t/5 (0,80 t) (min). Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca zu hoch. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummer 39 war die chemische Zusammensetzung zwar angemessen, aber bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis war Fn, definiert durch Gleichung (2), größer als 38,9. Infolgedessen war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • In Test Nummer 40 war die chemische Zusammensetzung zwar angemessen, aber bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis war Fn, definiert durch Gleichung (2), kleiner als 29,5. Infolgedessen war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1390 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,45.
  • [Beispiel 2]
  • Es wurden geschmolzene Stähle mit den in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt. Die Raffinationsbedingungen (Ca-Gehalt (Masse-%) in Ferrolegierungen, die der Stahlschmelze während des Raffinationsprozesses zugesetzt werden, und, wenn die Raffinationszeit als „t (min)“ definiert ist, die Zeit vom Beginn des Raffinationsprozesses bis zur Zugabe von Schlackenbildnern) bei der Herstellung der Stahlschmelze waren in Tabelle 3 angegeben. Die Stahldrähte wurden nach einem Verfahren hergestellt, das mit Ausnahme der Raffinationsbedingungen mit dem in Beispiel 1 verwendeten Verfahren identisch war. Die produzierten Stahldrähte wurden zur Herstellung von Ventilfedern verwendet, die nicht nitriert wurden. Nachfolgend wird eine nichtnitrierte Ventilfeder als „nichtnitrierte Ventilfeder“ bezeichnet.
    [Tabelle 3]
    Figure DE112021001170T5_0009
    Figure DE112021001170T5_0010
  • Die nichtnitrierten Ventilfedern wurden nach dem folgenden Verfahren hergestellt. Der Stahldraht jeder Testnummer wurde unter den gleichen Bedingungen wie bei den nitrierten Ventilfedern aus Beispiel 1 kalt gewickelt, um so ein gewickeltes Stahlzwischenmaterial herzustellen. Der mittlere Windungsdurchmesser D des gewickelten Stahlzwischenmaterials betrug 26,5 mm, und der Drahtdurchmesser d des gewickelten Stahlzwischenmaterials betrug 4,0 mm. Das Stahlzwischenmaterial wurde einer Spannungsarmglühbehandlung unterzogen. Die Glühtemperatur bei der Spannungsarmglühbehandlung 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 der Spannungsarmglühbehandlung einer Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis unterzogen und nicht nitriert. Die Wärmebehandlungstemperatur T (°C), die Haltezeit t (min) und der Fn-Wert bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis sind in Tabelle 3 angegeben. Man beachte, dass bei den Testnummern 22 und 26 bis 28 keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis durchgeführt wurde. Nach der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis wurde das Kugelstrahlen unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wie sie für die nitrierten Ventilfedern aus Beispiel 1 angenommen wurden. Die nichtnitrierten Ventilfedern wurden nach dem oben genannten Verfahren hergestellt.
  • [Bewertungstests]
  • Der hergestellte Stahldraht jeder Testnummer wurde einem Kaltwickelverformungstest unterzogen. Darüber hinaus wurde die hergestellte nichtnitrierte Ventilfeder jeder Testnummer einem Mikrostrukturbeobachtungstest, einem Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis, einem Test zur Messung des numerischen Ca-Sulfid-Anteils (Rca), einem Test zur Messung der Vickers-Härte und einem Ermüdungstest unterzogen.
  • [Kaltwickelverformungstest]
  • Das Kaltwickeln des Stahldrahtes jeder Testnummer wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt, und es wurde untersucht, ob es möglich war, Kaltwickelarbeiten auszuführen oder nicht. Der mittlere Windungsdurchmesser D (= (Windungsinnendurchmesser + Windungsaußendurchmesser)/2) des gewickelten Stahlzwischenmaterials wurde auf 12,1 mm festgelegt, und der Drahtdurchmesser d des gewickelten Stahlzwischenmaterials wurde auf 4,0 mm festgelegt. Ob Kaltwickelarbeiten möglich waren oder nicht, ist in der Spalte „Wickeln möglich/nicht möglich“ in Tabelle 3 angegeben. Das Symbol „O“ zeigt an, dass Kaltwickelarbeiten durchgeführt werden konnten, und das Symbol „ד zeigt an, dass Kaltwickelarbeiten nicht durchgeführt werden konnten.
  • [Mikrostrukturbeobachtungstest]
  • Der Flächenanteil des Martensits der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde nach demselben Verfahren wie bei dem Mikrostrukturbeobachtungstest in Beispiel 1 festgestellt. Der so ermittelte Flächenanteil an Martensit der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer ist in Tabelle 3 dargestellt.
  • [Test zur Messung der Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis]
  • Die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis in der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde nach demselben Verfahren gemessen wie das Verfahren, das in dem in Beispiel 1 durchgeführten Test zur Messung der Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis verwendet wurde. Konkret wurde die nichtnitrierte Ventilfeder jeder Testnummer in Richtung des Drahtdurchmessers geschnitten und eine Scheibe mit einer Oberfläche (Querschnitt) in Richtung des Drahtdurchmessers und einer Dicke von 0,5 mm entnommen. Beide Seiten der Scheibe wurden mit Schmirgelpapier geschliffen und poliert, so dass die Dicke der Scheibe 50 µm betrug. Danach wurde der Scheibe eine Probe mit einem Durchmesser von 3 mm entnommen. Die Probe wurde in eine 10%ige Perchlorsäure-Eisessig-Lösung getaucht, um ein elektrolytisches Polieren durchzuführen und so eine Dünnschichtprobe mit einer Dicke von 100 nm herzustellen.
  • Die hergestellte Dünnschichtprobe wurde verwendet, um die Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm (Stücke/µm3) nach demselben Verfahren wie in Beispiel 1 zu bestimmen. Die so ermittelte Anzahldichte von Ausscheidungen auf V-Basis in der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer ist in Tabelle 3 dargestellt. Das Symbol „-“ in der Spalte „Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis (Stück/µm3)“ bedeutet, dass die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis 0 Stück/µm3 betrug.
  • [Numerischer Ca-Sulfid-Anteil-Rca-Messungstest]
  • Der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca (%) der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde nach demselben Verfahren festgestellt, das zur Beobachtung der nitrierten Ventilfeder in Beispiel 1 verwendet wurde. Der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca (%) der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer ist in Tabelle 3 dargestellt.
  • [Vickers-Härtemessungstest]
  • Die Härte der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde durch einen Vickers-Härtetest bestimmt, wobei das gleiche Verfahren wie bei der Feststellung der Härte der nitrierten Ventilfedern in Beispiel 1 angewandt wurde. Konkret wurde ein Vickers-Härtemessungstest gemäß JIS Z 2244 (2009) an drei beliebigen Stellen an einer d/4-Position eines Querschnitts in Richtung des Drahtdurchmessers der nichtnitrierten 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 der nichtnitrierten Ventilfeder der jeweiligen Testnummer übernommen.
  • [Ermüdungstest]
  • Mit der nitrierten Ventilfeder jeder Testnummer wurde ein Ermüdungstest durchgeführt, der im Folgenden beschrieben wird. Für den Ermüdungstest wurde ein Druck-Ermüdungstest durchgeführt, bei dem eine wiederholte Last in Richtung der Mittelachse der gewickelten, nichtnitrierten Ventilfeder aufgebracht wurde. Als Prüfmaschine wurde ein elektrohydraulisches Servo-Ermüdungsprüfgerät (Last 500 kN) verwendet. Die Ermüdungsgrenze (MPa) wurde für die Ventilfeder jeder Testnummer unter denselben Prüfbedingungen wie bei der Ermüdungsprüfung der nitrierten Ventilfedern in Beispiel 1 festgestellt. Darüber hinaus wurden die erhaltene Ermüdungsgrenze und die Vickershärte verwendet, um ein Ermüdungsgrenzverhältnis (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte) der jeweiligen nichtnitrierten Ventilfedern zu erhalten.
  • [Testergebnisse]
  • Die Testergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt. Aus der Tabelle 3 geht hervor, dass bei den Versuchen 1 bis 21 die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren geeignet waren. Daher war der Stahldraht jeder Testnummer ausgezeichnet in der Verarbeitbarkeit beim Kaltwickeln. Weiterhin betrug der Martensit-Flächenanteil in der Mikrostruktur der nichtnitrierten Ventilfeder jeder Testnummer 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 5000 bis 80000 Stück/µm3. Außerdem lag der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca bei 0,20% oder weniger. Daher betrug die Ermüdungsgrenze der nichtnitrierten Ventilfeder 1340 MPa oder mehr, und das Ermüdungsgrenzverhältnis (= Ermüdungsgrenze/Vickershärte) der nichtnitrierten Ventilfeder betrug 2,35 oder mehr.
  • Andererseits war der Si-Gehalt in Test Nummer 22 zu hoch. Daher war die Verarbeitbarkeit beim Kaltwickeln gering.
  • In Test Nummer 23 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. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummer 24 war der Ca-Gehalt zu niedrig. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummer 25 war der Ca-Gehalt zu hoch. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil zu hoch. Infolgedessen war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenzen war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummern 26 bis 28 wurde trotz geeigneter chemischer Zusammensetzung keine Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis durchgeführt. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummern 29 bis 31 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Erwärmung der Ausscheidungen auf V-Basis zu niedrig, obwohl die chemische Zusammensetzung angemessen war. Daher war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummern 32 bis 34 war die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung der 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 Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummern 35 und 36 betrug der Ca-Gehalt in den Ferrolegierungen, die dem geschmolzenen Stahl zugesetzt wurden, mehr als 1,0%. Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca zu hoch. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummern 37 und 38 betrug die Zeit vom Beginn des Raffinationsprozesses bis zur Zugabe von Schlackenbildnern mehr als 4t/5 (0,80 t) (min). Daher war der numerische Ca-Sulfid-Anteil Rca zu hoch. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummer Nr. 39 war die chemische Zusammensetzung zwar angemessen, aber bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis war Fn, definiert durch Gleichung (2), größer als 38,9. Infolgedessen war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • In Test Nummer 40 war die chemische Zusammensetzung zwar angemessen, aber bei der Wärmebehandlung zur Bildung von Ausscheidungen auf V-Basis war Fn, definiert durch Gleichung (2), kleiner als 29,5. Infolgedessen war die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser von 2 bis 10 nm zu gering. Folglich war die Ermüdungsgrenze kleiner als 1340 MPa, und das Verhältnis der Ermüdungsgrenze war kleiner als 2,35.
  • 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 limitiert, und die obigen Ausführungsformen können in geeigneter Weise modifiziert und innerhalb eines Bereichs implementiert werden, der nicht von der Grundidee der vorliegenden Erfindung abweicht.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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  • Zitierte Patentliteratur
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    • JP 2010163689 [0005, 0009]
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    • JP 2006183137 [0005, 0009]

Claims (3)

  1. Ventilfeder, wobei: wenn ein Drahtdurchmesser als d (mm) definiert ist, eine chemische Zusammensetzung in einer d/4-Tiefenposition von einer Oberfläche in Masse-% enthält, C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis weniger als 2,50%, Mn: 0,25 bis 1,00%, P: 0,020% oder weniger, S: 0,020% oder weniger, Cr: 0,40 bis 1,90%, V: 0,05 bis 0,60%, Ca: 0,0001 bis 0,0050% und N: 0,0100% oder weniger, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, und wobei: die Anzahldichte der Ausscheidungen auf V-Basis mit einem maximalen Durchmesser im Bereich von 2 bis 10 nm 5000 bis 80000 Stück/µm3 beträgt und wenn, unter den Einschlüssen, Einschlüsse, bei denen ein O-Gehalt, in Masse-%, 10,0% oder mehr beträgt, als Einschlüsse auf Oxid-Basis definiert sind, Einschlüsse, bei denen ein S-Gehalt, in Masse-%, 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 werden, 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: die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten von Elementen enthält, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus: Mo: 0,50% oder weniger, Nb: 0,050% oder weniger, W: 0,60% oder weniger, Ni: 0,500% oder weniger, Co: 0,30% oder weniger, und B: 0,0050% oder weniger.
  3. Ventilfeder nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei: die chemische Zusammensetzung eine oder mehrere Arten von Elementen enthält, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus: Cu: 0,050% oder weniger, Al: 0,0050% oder weniger, und Ti: 0,050% oder weniger.
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