DE19908407B4

DE19908407B4 - Hochfeste Ventilfeder und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE19908407B4
Application number: DE19908407A
Authority: DE
Inventors: Toshinori Aoki; Masami Wakita; Takayuki Sakakibara
Original assignee: Chuo Hatsujo KK
Current assignee: Chuo Hatsujo KK
Priority date: 1998-02-27
Filing date: 1999-02-26
Publication date: 2013-02-28
Anticipated expiration: 2019-02-27
Also published as: DE19908407A1; US6224686B1

Abstract

Hochfeste Ventilfeder, hergestellt aus einem Stahldraht, dessen Stahl 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen; wobei der Stahldraht eine Härtebehandlung mit einer Erhitzungstemperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, eine Anlaßbehandlung in Öl, eine Wickelbehandlung und eine Nitrierbehandlung erhalten hat, dadurch gekennzeichnet, dass die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses des Stahls 15 μm ist, dass der Stahldraht 1 bis 5 Vol.-% Restaustenit nach dem Härten und Anlassen aufweist, und dass die Nitrierbehandlung bei einer Temperatur von nicht unter 480°C vorgenommen ist, um die Oberflächenhärte auf nicht unter 900 HV zu bringen.

Description

Die Erfindung betrifft eine Ventilfeder, welche vorwiegend in Automobil-Verbrennungsmotoren Anwendung findet und welche eine hohe Ermüdungsbeständigkeit, hohe Beständigkeit gegen Setzen oder Nachlassen und eine hohe Beständigkeit gegenüber verzögertem Bruch aufweist. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung derartiger Ventilfedern.
Die Japanese Industrial Standards (JIS) betreffend in Öl angelassenen Draht für Ventilfedern (SWO-V: JIS G3561), in Öl angelassenen Chrom-Vanadium-Stahldraht für Ventilfedern (SWOCV-V: JIS G3565) und in Öl angelassenen Silizium-Chrom-Stahldraht für Ventilfedern (SWOSC-V: JIS G3566) u. a. spezifizieren diese Drähte als Drähte für Ventilfedern für Verbrennungsmotoren. Unter den genannten hat in erster Linie SWOSC-V Verwendung gefunden, begründet in dessen höherer Ermüdungsbeständigkeit und höherer Beständigkeit gegenüber Setzen.
Aus der Sicht des Umweltschutzes und der Ressourcenschonung muß von Automobilen Abgassauberkeit und Kraftstoffeffizienz unter allen Umständen verlangt werden. Die Gewichtsreduzierung eines Automobile leistet einen erheblichen Beitrag zur Erfüllung dieser Forderungen, und so ist man ständig bestrebt, das Gewicht der Automobilbauteile zu reduzieren.
Es sind bereits verschiedene neue Drähte für Ventilfedern vor-geschlagen worden, die hohe Ermüdungsbeständigkeit und hohe Beständigkeit gegenüber Setzen zeigen. In der japanischen Offenlegungsschrift H8-176730 wird ein in Öl angelassener Draht für hochfeste Ventilfedern vorgeschlagen, wobei nach Anspruch 1 der Schrift: ein Stahl verwendet wird, welcher 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr und unvermeidliche Verunreinigungen, mit Rest Fe umfaßt, wobei in den unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% beträgt (Anspruch 1). Der Stahl wird auf eine Temperatur im Bereich von 950 bis 1100°C erwärmt, nachfolgend abgeschreckt und angelassen. Die Schrift schlägt ferner vor: einen in Öl angelassenen Draht mit 0,05 bis 0,15 Gew.-% V (Anspruch 2) und einen in Öl angelassenen Draht, welcher – zusätzlich dazu – einen oder mehrere der folgenden Bestandteile enthält: 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb (Anspruch 3). In der auf die gleiche Anmelderin zurückgehenden japanischen Offenlegungsschrift H9-71843 wird ein in Öl angelassener hochzäher Draht für Ventilfedern vorgeschlagen, wobei der gleiche Stahl wie oben zur Verwendung kommt und der Restaustenit (γ) nach dem Abschrecken und Anlassen auf 1 bis 5 Vol.-% zurückgedrängt ist (Anspruch 1 und Anspruch 2). Die Druckschrift schlägt einen weiteren in Öl angelassenen Draht vor, dessen mikroskopische Struktur so beschaffen sein muß, daß die Dichte von Carbidteilchen, die nicht kleiner als 0,05 μm im Durchmesser sind, nicht mehr als fünf Teilchen/μm² in der mikroskopischen Aufnahme beträgt (Anspruch 3 und Anspruch 4). Kombinationen hiervon sind in den Ansprüchen 5 und 6 vorgeschlagen. Das Herstellungsverfahren ist wie folgt offenbart. Im Falle der Ansprüche 1, 2, 5 und 6 ist die Aufheizgeschwindigkeit beim Anlassen nicht kleiner als 150°C/s, und die maximale Erhitzungstemperatur beim Anlassen liegt im Bereich von 450 bis 600°C. Der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels Wasser oder dergleichen ist nicht länger als 15 s. Im Falls der Ansprüche 3, 4, 5 und 6 ist die Aufheizgeschwindigkeit beim Härten nicht kleiner als 150°C/s, und die maximale Erhitzungstemperatur beim Härten ist nicht höher als 1100°C, jedoch nicht unter der Temperatur T (°C), berechnet als T = 500 + 750·C (Kohlenstoff) + 500·V (Vanadium). Der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels Wasser oder Öl ist nicht länger als 15 s.
Die meisten der bislang vorgeschlagenen Maßnahmen betreffen die Stahlwerkstoffe oder, bestenfalls, die Drähte (in Öl angelassene Drähte); Wege, die sich mit der Herstellungsphase des Endprodukts, d. h. der Ventilfeder, befassen, um hohe Ermüdungsfestigkeit und hohe Beständigkeit gegenüber Setzen zu vermitteln, sind jedoch nicht beschritten worden. Wenn der Federherstellungsprozeß unangemessen ist, kann selbst aus dem besten Werkstoff keine gute Ventilfeder gewonnen werden, und ein derartiger, unangemessener Prozeß kann es schwierig machen, eine geeignete Ventilfeder herzustellen, und kann mitunter außerdem deren Ermüdungsfestigkeit oder Beständigkeit gegen Setzen mindern.
Die vorliegende Erfindung spricht diese Problematik an und eine Aufgabe liegt in der Schaffung einer Ventilfeder, die gegenüber herkömmlichen eine verbesserte Ermüdungsfestigkeit aufweist, dadurch, daß das beste Material gewählt und anschließend ein geeigneter Herstellungsprozeß angewandt wird, der für das gewählte Material passend ist. Konkret schafft die vorliegende Erfindung eine Ventilfeder mit einer Lebensdauer von mehr als dem 5 × 10⁷ fachen unter der wiederholten Beanspruchung von τ = 589 ± 500 N/mm² (60 ± 51 kgf/mm²), wobei die maximale Schubspannung an der Oberfläche des Drahts auftritt. Die Erfindung berücksichtigt auch den verzögerten Bruch und spricht ihre Haltbarkeit an.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung liegt in der Schaffung einer Ventilfeder, welche geringeres Setzen zeigt, ohne dabei eine geringere Ermüdungsfestigkeit aufzuweisen, dadurch, daß das beste Material gewählt und anschließend ein geeigneter Herstellungsprozeß angewandt wird, der für das gewählte Material passend ist. Konkret schafft die vorliegende Erfindung eine Ventilfeder, die eine Restschubverformung γ von unter 5 × 10^–4 liefert, nachdem sie 48 Stunden bei einer Temperatur von 120°C belassen wurde, bei der maximalen Schubspannung von τ = 883 N/mm² (90 kgf/mm²) in der Drahtoberfläche. Die Erfindung berücksichtigt auch den verzögerten Bruch und spricht ihre Haltbarkeit an.
Die erste der hochfesten Ventilfedern gemäß der vorliegenden Erfindung, welche der obengenannten ersten Aufgabe entspricht, ist gekennzeichnet durch:

i) die Verwendung eines Stahlwerkstoffs, welcher 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen und die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses 15 μm ist;
ii) die Verwendung eines in Öl angelassenen Drahts, der eine Härte- und Anlaßbehandlung erhalten hat, mit einer Erhitzungstemperatur für die Härtung im Bereich von 950 bis 1100°C; und
iii) eine Wickelbehandlung mit anschließender Nitrierbehandlung.

Der unter i) beschriebene Stahlwerkstoff kann ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden aufweisen: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Bevorzugt enthält der unter ii) beschriebene in Öl angelassene Draht 1 bis 5 Vol.-% Restaustenit nach dem Härten und Anlassen.
Weiterhin bevorzugt ist in der mikroskopischen Struktur des unter ii) beschriebenen in Öl angelassenen Drahtes die Dichte von Carbiden mit einem Durchmesser von größer als 0,05 μm nicht höher als 5 Teilchen/μm² in der mikroskopischen Aufnahme.
Die unter iii) genannte Nitrierbehandlung kann bei der gleichen Temperatur vorgenommen werden, wie sie für herkömmliche Ventilfedern Anwendung findet. Ventilfedern höherer Festigkeit können in erfindungsgemäßer Weise erhalten werden, indem die Temperatur auf nicht unter 480°C gesetzt und die Oberflächenhärte auf nicht unter 900 HV gebracht wird.
Bei der ersten hochfesten Ventilfeder gemäß der Erfindung ist der Siliziumgehalt des Stahlwerkstoffs auf 1,2 bis 2,5% festgelegt, also höher als bei dem herkömmlichen in Öl angelassenen Silizium-Chrom-Draht für Ventilfedern (SWOSCV-V). Silizium löst sich im Ferrit und Martensit, verfestigt diese und verzögert den Zerfall der Martensit-Phase in [Ferrit + Carbide] beim Anlassen. Das heißt, es verschiebt die Phasenzerfalltemperatur zu höheren Temperaturen beim Anlassen, wodurch es möglich wird, die Anlaßtemperatur zu erhöhen, unter Erhalt der gleichen Zugfestigkeit. Die Erhöhung der Anlaßtemperatur fördert den Erholungsprozeß von Versetzungen und stabilisiert die mikroskopische Struktur. Dies unterdrückt die Einleitung von Ermüdungsrissen, wodurch die Dauerfestigkeit erhöht und die Ermüdungsgrenze angehoben werden. Ferner wird die Beständigkeit gegen- über verzögertem Bruch verbessert.
Die Erhöhung der Anlaßtemperatur hemmt die Veränderung der mikroskopischen Struktur, wenn die Temperatur der Ventilfeder im Gebrauch ansteigt. Dies unterbindet Versetzungsbewegungen und trägt zur Verbesserung der Beständigkeit gegenüber Setzen bei.
Bekanntlich können Stickstoffatome bei höheren Nitriertemperaturen leichter in den Stahl eindringen, wodurch eine höhere Oberflächenhärte erzielt wird. Wenn jedoch die Nitriertemperatur die Anlaßtemperatur der Ölanlaßbehandlung überschreitet, kommt es zu einer Härteabnahme in inneren Drahtbereichen, und die Ermüdungsfestigkeit und Beständigkeit gegenüber Setzen verschlechtern sich. Die allgemeine Meinung ist deshalb, daß es unmöglich ist, die Nitriertemperatur anzuheben. Die vorliegende Erfindung jedoch ermöglicht es, die Anlaßtemperatur wie oben beschrieben zu erhöhen, dank der Verfestigungswirkung des Siliziums. Also kann auch die Nitriertemperatur angehoben werden, wodurch eine Steigerung der Oberflächenhärte oder der Ermüdungsfestigkeit möglich wird. Dies trägt ebenfalls zur Verbesserung der Beständigkeit gegenüber Setzen bei.
Auf der Grundlage der obigen Überlegungen wird für die erste Ventilfeder gemäß der Erfindung der in den oben beschriebenen japanischen Offenlegungsschriften H8-176730 und H9-71843 vorgeschlagene in Öl angelassenen Draht verwendet. Die erfindungsgemäßen Anforderungen an die chemische Zusammensetzung und die mikroskopische Struktur begründen sich, wiedergegeben aus den genannten Schriften, wie folgt:
C: 0,5 bis 0,8 Gew.-%
C ist unerläßlich zur Festigung eines Stahldrahts, wobei jedoch eine geeignete Festigkeit mit weniger als 0,5% nicht erzielt werden kann. C-Gehalte über 0,8% dagegen wirken zähigkeitsver- schlechternd, und der Stahldraht wird anfälliger für Fehler und damit weniger zuverlässig.
Si: 1,2 bis 2,5 Gew.-%
Si steigert die Festigkeit des Ferrits und Martensits, wie im vorstehenden beschrieben, und verbessert die Beständigkeit gegen Setzen. Die Wirkung ist unzulänglich mit weniger als 1,2% Si. Si-Gehalte über 2,5% dagegen setzen die Kaltverformbarkeit herab und begünstigen die Entkohlung beim Warmformen oder Wärmebehandeln.
Mn: 0,4 bis 0,8 Gew.-%
Mn verbessert die Härtbarkeit von Stahl und bindet den S-Gehalt im Stahl, so daß dessen schädliche Wirkungen verhindert werden. Weniger als 0,4% Mn zeitigen keinen derartigen Effekt, während mehr als 0,8% Mn die Zähigkeit herabsetzen.
Cr: 0,7 bis 1,0 Gew.-%
Cr verbessert, ähnlich wie Mn, die Härtbarkeit von Stahl. Ferner wird durch Cr dem Draht bei der Patentierungsbehandlung nach dem Warmwalzen Zähigkeit vermittelt. Es verbessert außerdem die Beständigkeit gegen Erweichen beim Anlassen und wirkt festigkeitserhöhend. Weniger als 0,7% Cr zeigen eine unzulängliche Wirkung, während mehr als 1,0% Cr die Carbidauflösung unterdrücken, was zu geringerer Festigkeit und übermäßiger Härtbarkeit mit kleinerer Zähigkeit führt.
V: 0,05 bis 0,15 Gew.-%
V bildet Carbide beim Anlassen, was die Beständigkeit gegenüber Erweichen verbessert. Weniger als 0,05% V sind ungeeignet, eine solche Wirkung zu erzielen, aber mehr als 0,15% V führen zu übermäßiger Carbidbildung bei der Erhitzung für die Härtung, wodurch die Zähigkeit verschlechtert wird.
Mo: 0,05 bis 0,5 Gew.-%
Mo bildet Carbide beim Anlassen, was die Beständigkeit gegen- über Erweichen verbessert. Weniger als 0,05% Mo sind ungeeignet, eine derartige Wirkung zu erzielen, aber mehr als 0,5% Mo führen zu übermäßiger Carbidbildung bei der Erhitzung für die Härtung, wodurch die Zähigkeit verschlechtert wird.
Nb: 0,05 bis 0,15 Gew.-%
Nb bildet Carbide beim Anlassen und verbessert so die Widerstandsfähigkeit gegenüber Erweichung. Weniger als 0,05% Nb sind ungeeignet, diese Wirkung zu erzielen, aber mehr als 0,15% Nb führen zu übermäßiger Carbidbildung bei der Erhitzung für die Härtung, wodurch die Zähigkeit verschlechtert wird.
Al, Ti: nicht mehr als 0,005 Gew.-%
Sie bilden hochschmelzende nichtmetallische Einschlüsse, nämlich Al₂O₃ oder TiO. Die nichtmetallischen Einschlüsse sind hart, so daß sie, wenn sie gerade unter der Oberfläche eines Drahtes vorliegen, die Ermüdungsfestigkeit stark erniedrigen. Der Anteil dieser unvermeidbare Verunreinigungen darstellenden Elemente darf deshalb nicht mehr als 0,005% betragen. Die Verwendung von Werkstoffen, welche geringere Mengen dieser Elemente enthalten, wird bevorzugt.
Erhitzungstemperatur beim Härten: 950 bis 1100°C
Die Erhitzungstemperatur bestimmt die lösliche Menge von V oder anderen Elementen bei der Härtung, wobei gilt, daß die lösliche Menge größer ist, wenn die Erhitzungstemperatur höher ist. Wenn die Erhitzungstemperatur niedriger als 950°C ist, ist die lösliche Menge von V oder anderen Elementen so klein, daß sich viele Carbide ausscheiden. Weil, wie man annimmt, bei 1100°C der größte Teil des erfindungsgemäß spezifizierten V. W und Nb vom Fe gelöst wird, kann keine Zähigkeitsverbesserung oder Zunahme der Beständigkeit gegen Erweichen bei Temperaturen über 1100°C erwartet werden.
Nitrierbehandlung: nicht unter 480°C und Oberflächenhärte, nicht unter 900 HV
Weil die Nitrierbehandlung nach der Ölanlaßbehandlung vorgenommen wird, darf die Nitriertemperatur die Anlaßtemperatur der Ölanlaßbehandlung nicht überschreiten. Bei herkömmlichen in Öl angelassenen Drähten lagen die Anlaßtemperaturen unter 450°C maximal, und dementsprechend wird die Nitrierbehandlung unterhalb dieser Temperatur durchgeführt. Weil, wie oben beschrieben, die erfindungsgemäße hochfeste Ventilfeder einen Stahl mit hohem Siliziumgehalt als Werkstoff verwendet, kann die Anlaßtemperatur bei der Ölanlaßbehandlung auf eine höhere Temperatur angehoben werden, so daß die Nitrierbehandlung bei Temperaturen von bis zu 480°C oder darüber vorgenommen werden kann.
Allgemein erfährt jede chemische Reaktion mit steigender Temperatur eine Aktivierung. Im Falle der Nitrierbehandlung wird den Stickstoff-(N-)Atomen das Eintreten in den Stahl mit ansteigender Temperatur erleichtert, wodurch die Härtung der Federoberfläche gefördert wird. Bei Temperaturen unterhalb 480°C erreicht die Oberflächenhärte den angestrebten Wert nicht. Weiterhin kann die angestrebte Ermüdungsfestigkeit nicht erreicht werden, wenn die Oberflächenhärte unter 900 HV liegt.
Restaustenit (γ): 1 bis 5 Vol.-%
Die Restaustenitphase in dem angelassenen Martensit erhöht die Zähigkeit des Stahls. Der Effekt ist bedeutungslos, wenn der Volumenprozentanteil kleiner als 1% ist; dagegen kommt es im Gebrauch zu einer Umwandlung des Restaustenit in Martensit, wenn der Volumenprozentanteil 5% überschreitet, was zu Setzen führt.
Dichte der Carbidteilchen mit einem Durchmesser größer als 0,05 μm: nicht mehr als 5 Teilchen/μm²
Carbidteilchen, die größer als 0,05 μm im Durchmesser sind, können Risse in der mikroskopischen Struktur bei der Formgebung der Ventilfeder oder im Zuge anderer Herstellungsschritte erzeugen. Wenn die Dichte in der mikroskopischen Struktur 5 Teilehen/μm² überschreitet, wird die Zähigkeit erheblich verschlechtert.
Bevorzugt wird der Forderung hinsichtlich der Menge an Restaustenit und der Forderung hinsichtlich der Menge an Carbidteilchen unter Anwendung der folgenden Wärmebehandlung Genüge getan.
Bezüglich der Erhitzung für die Härtung beim Härte-/Anlaßprozeß ist die Aufheizgeschwindigkeit nicht kleiner als 150°C/s. Die Erhitzungstemperatur ist nicht höher als 1100°C, jedoch nicht niedriger als T (°C) = 500 + 750·C + 500·V bzw. nicht niedriger als 950°C, je nachdem, welcher Wert höher ist. Der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens in Wasser oder Öl ist nicht länger als 15 s.
Wenn der Zeitraum länger als 15 s ist, vergröbern sich die Kristallkörner und die Zähigkeit verschlechtert sich. Wenn die Aufheizgeschwindigkeit nicht mehr als 150°C/s beträgt, dann gehen die Carbide innerhalb der 15 Sekunden bis zum Beginn des Abkühlens nicht geeignet in Lösung. Wenn die Erhitzungstemperatur höher ist als 1100°C, verschlechtert sich die Zähigkeit infolge Kornvergröberung, und es tritt Entkohlung ein. Ist die Erhitzungstemperatur dagegen die Temperatur T (°C) = 500 + 750·C + 500·V oder kleiner, werden die Carbide nicht geeignet gelöst.
Hinsichtlich der Erhitzung für das Anlassen in dem Härte-/Anlaßprozeß gilt: die Aufheizgeschwindigkeit ist nicht kleiner als 150°C/s; die Erhitzungstemperatur beträgt 450 bis 600°C; und der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens in Wasser oder einem anderen Abkühlmittel ist nicht länger als 15 s.
Wenn die Aufheizgeschwindigkeit kleiner als 150°C/s oder der Zeitraum bis zum Abkühlen länger als 15 s ist, geht die Restaustenitphase auf weniger als 1 Vol.-% zurück.
Zusammenfassend kann gesagt werden, daß bei der ersten hochfesten Ventilfeder gemäß der Erfindung der Gehalt an Silizium des Stahlwerkstoffs erhöht ist, um dessen Verfestigungswirkung durch Inlösunggehen auf den Ferrit und den Martensit zu erzielen und um den Effekt der Verzögerung des Zerfalls der Martenitphase in [Ferrit + Carbide] zu erhalten. Das heißt, die Phasenzerfalltemperatur wird zu höheren Temperaturen bei der Ölanlaßbehandlung verschoben, wodurch der Erholungsprozeß der Versetzungen begünstigt und die mikroskopische Struktur stabilisiert werden. Die Erhöhung der Anlaßtemperatur erlaubt ein Hochtemperatur-Nitrieren, wodurch die Oberflächenhärte gesteigert werden kann. Dank dieser Effekte wird die Ermüdungsfestigkeit verbessert. Andererseits verhindert die Anhebung der Anlaßtemperatur Veränderungen in der mikroskopischen Struktur infolge des Temperaturanstiegs im Gebrauch der Ventilfedern und unterbindet Versetzungsbewegungen, was einen erheblichen Beitrag zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Setzen leistet. Auf einen in Öl angelassenen Draht mit diesem Eigenschaftsbild wird erfindungsgemäß eine geeignete Nitrierbehandlung angewendet, so daß die Herstellung der hochfesten Ventilfeder so erfolgt, daß der größtmögliche Nutzen aus diesen Eigenschaften gezogen wird.
Die zweite hochfeste Ventilfeder gemäß der Erfindung, welche der im vorstehenden beschriebenen zweiten Aufgabe entspricht, ist gekennzeichnet durch:

i) die Verwendung eines Stahlwerkstoffs, welcher 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei in bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen und die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses 15 μm ist;
ii) die Verwendung eines in Öl angelassenen Drahts, der eine Härte- und Anlaßbehandlung erhalten hat, mit einer Erhitzungstemperatur für die Härtung im Bereich von 950 bis 1100°C; und
iii) eine Wickelbehandlung mit anschließender Kugelstrahlbehandlung unter Verwendung von Strahlmittelteilchen hoher Härte.

Der unter i) beschriebene Stahlwerkstoff kann ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden aufweisen: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Bevorzugt enthält der unter ii) beschriebene in Öl angelassene Draht 1 bis 5 Vol.-% Restaustenit nach dem Härten und Anlassen.
Weiterhin bevorzugt ist in der mikroskopischen Struktur des unter ii) beschriebenen in Öl angelassenen Drahtes die Dichte von Carbiden mit einem Durchmesser von 0,05 μm oder größer nicht höher als 5 Teilchen/μm² in der mikroskopischen Aufnahme.
Die Härte der unter iii) genannten Strahlmittelteilchen hoher Härte ist nicht kleiner als 600 HV, bevorzugt nicht kleiner also 720 HV.
Die Kugelstrahlbehandlung kann eine einmalige Behandlung sein. Wird die Kugelstrahlbehandlung zweimal oder noch öfter durchgeführt, so daß die Druckrestspannung im Bereich der Oberfläche nicht kleiner als 834 N/mm² (85 kgf/mm²) ist, wird eine weitere Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit erzielt.
Die zweite hochfeste Ventilfeder gemäß der Erfindung verwendet den gleichen Stahlwerkstoff wie die bereits beschriebene erste hochfeste Ventilfeder. Somit sind die Anforderungen an die chemische Zusammensetzung und die mikroskopische Struktur nahezu identisch mit den bereits für die erste hochfeste Ventilfeder beschriebenen, mit der Ausnahme, daß an die Stelle der Nitrierbehandlung die im folgenden beschriebene Kugelstrahlbehandlung tritt.
Kugelstrahlen: unter Verwendung von Strahlmittelteilchen mit einer Härte von nicht unter 600 HV
Durch eine Kugelstrahlbehandlung erhält eine Ventilfeder Druckrestspannung in der Oberfläche, was die maximale Schubspannung, welche auf die Oberfläche der Ventilfeder im Gebrauch wirkt, wirksam reduziert und die Ermüdungsfestigkeit stark verbessert. Es hat bereits genügend Verbesserungen gegeben, so daß das derzeitige Druckrestspannungsniveau einer herkömmlichen Ventilfeder nahezu seinen Höchstwert erreicht hat, und es konnte bislang keine größere Restspannung erzielt werden, selbst wenn die Härte der Strahlmittelteilchen erhöht oder die Kugelstrahlbehandlung zweimal oder öfter durchgeführt wird. Weil, wie im vorstehenden beschrieben, die erfindungsgemäße hochfeste Ventilfeder einen Stahlwerkstoff mit hohem Siliziumgehalt verwendet, kann die Anlaßtemperatur höher gesetzt werden, unter Erhalt der gleichen Härtewerte, wodurch die mikroskopische Struktur stabiler ausfällt als sonst üblich. Dies ermöglicht die Verwendung von Strahlmittelteilchen mit höherer Härte als sonst üblich, d. h. nicht unter 600 HV, wodurch eine höhere Druckrestspannung erhalten wird.
Anstatt, unter Nutzung der Verfestigungswirkung des Siliziums, die Anlaßtemperatur zu erhöhen, ist es auch möglich, die Anlaßtemperatur ein wenig zu erniedrigen und die Ventilfeder mit höherer Härte zu verwenden als sonst üblich. Dies verbessert die Ermüdungsfestigkeit und die Beständigkeit gegen Setzen. Es ist ferner möglich, die Druckrestspannung der Oberfläche zu erhöhen und die Ermüdungsfestigkeit weiter zu verbessern, dadurch, daß eine Kugelstrahlbehandlung angewendet wird, unter Verwendung von Strahlmittelteilchen höherer Härte als sonst üblich. Wenn die Härte des Materials erhöht wird, dann können Strahlmittelteilchen von höherer Härte, d. h. nicht kleiner als 720 HV, verwendet werden, um eine geeignete Druckrestspannung zu erhalten.
In jedem der obigen Fälle kann eine höhere Druckrestspannung dadurch erhalten werden, daß die Kugelstrahlbehandlung zweimal oder noch öfter angewendet wird, und es kann eine höhere Ermüdungsfestigkeit erhalten werden. Im einzelnen wird es bevorzugt, die Restspannung im Bereich der Oberfläche auf nicht unter 834 N/mm² zu setzen. Die mehrfachen Kugelstrahlbehandlungen sind auch wirksam, einen von der Oberfläche ausgehenden verzögerten Bruch zu verhindern.
Es zeigen
1 die chemische Zusammensetzung der geprüften Werkstoffe;
2 ein Herstellungsverfahren für einen in Öl angelassenen Draht;
3 die Bedingungen der Ölanlaßbehandlung;
4 die Zugeigenschaften eines in Öl angelassenen Drahts;
5 die Abmessungen einer Ventilfeder;
6 die Nitrierbedingungen;
7 die Härteverteilung im Bereich der Oberfläche nach erfolgter Nitrierbehandlung;
8 die Ergebnisse der Ermüdungsversuche (τ_m= 589 N/mm² (60 kgf/mm²))
9 die Ergebnisse der Ermüdungsversuche (τ_m = 687 ± 589 N/mm² (70 ± 60 kgf/mm²));
10 die Ergebnisse der Warmsetzversuche (nitrierte Proben);
11 die Ergebnisse der Prüfungen auf verzögerten Bruch (nitrierte Proben);
12 die Bedingungen der Kugelstrahlbehandlung;
13 die Restspannungsverteilung nach Kugelstrahlen;
14 die Ergebnisse der Warmsetzversuche (kugelgestrahlte Proben); und
15 die Ergebnisse der Prüfungen auf verzögerten Bruch (kugelgestrahlte Proben).
Ausführungsbeispiele
Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen hochfesten Ventilfeder werden auf der Grundlage von Versuchen erläutert, wobei ein Vergleichsstahl verwendet wurde, bei dem es sich um einen herkömmlicherweise weitverbreitet im Einsatz befindlichen in Öl angelassenen Silizium-Chrom-Draht (SWOSC-V) plus einer kleinen Menge Vanadium handelt. Die chemische Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Probe und der Vergleichsprobe zeigt 1.
Beide Proben werden in einem Vakuumschmelzofen hergestellt, warmgeschmiedet und warmgewalzt, so daß ein Rohdraht mit einem Durchmesser von 6,5 mm erhalten wird. Der Rohdraht wird wie in 2 gezeigt verarbeitet, um einen in Öl angelassenen Draht mit einem Durchmesser von 3,2 mm herzustellen. Die Bedingungen für die Ölanlaßbehandlung variieren je nach Probe; sie sind in 3 dargestellt. Zugfestigkeit und Einschnürung der in Öl angelassenen Drähte sind aus 4 zu ersehen.
Aus dem so erhaltenen in Öl angelassenen Draht werden zwei Typen von Versuchsproben von Ventilfedern hergestellt, deren Abmessungen in 5 dargestellt sind.
Der erste, Ventilfeder-Typ erhält Nitrierbehandlungen wie in 6 gezeigt. Für die erfindungsgemäßen Proben wird die Nitriertemperatur auf 450°C gesetzt, was dem sonst üblichen entspricht, und auf 480°C, was höher als sonst üblich ist. Wie in 7 gezeigt, erhöhen sich die Oberflächenhärte und die Härtetiefe bei höheren Nitriertemperaturen. Obgleich die innere Härte infolge der hohen Nitriertemperatur abfällt, sind die Werte für die innere Härte und die Härtetiefe der bei 480°C nitrierten Probe nahezu identisch mit denen der normal nitrierten Vergleichsprobe. Demnach ermöglicht die Erfindung eine Erhöhung der Oberflächenhärte unter Beibehalt der inneren Härte.
Es wird erwartet, daß die erfindungsgemäße Probe höhere Stabilität hinsichtlich der Beständigkeit gegenüber Setzen zeigt als herkömmliche, weil die Nitriertemperatur höher ist als sonst üblich. Diese Eigenschaft wird später erläutert.
Nach der Nitrierbehandlung werden die Federn nach herkömmlicher Methode kugelgestrahlt, um sie den aktuell angewendeten anzupassen.
Die Ergebnisse der Prüfung auf Ermüdungsfestigkeit, der Prüfung auf Beständigkeit gegenüber Setzen und der Prüfung auf Beständigkeit gegenüber verzögertem Bruch für die ersten Ventilfedern sind in den 8 bis 10 aufgezeigt.
8 ist ein Schaubild, welches die Lastspiele bis zum Bruch für die bei 450°C nitrierten erfindungsgemäßen Ventilfedern zeigt, wenn diese der wiederholten Belastung ausgesetzt werden, die eine Schubspannung von τ = 589 ± 500 N/mm² (60 ± 51 kgf/mm²) an der Drahtoberfläche liefert. Wie aus 8 ersichtlich, zeigen selbst die bei 450°C nitrierten erfindungsgemäßen Proben eine höhere Ermüdungsfestigkeit als die Vergleichsproben und der erfindungsgemäß angestrebte Wert, d. h. die B10-Lebensdauer (die Zahl der Belastungszyklen, bei der 10% der untersuchten Proben zu Bruch gehen), ist größer bzw. länger als 5 × 10⁷ bei τ = 589 ± 500 N/mm² (60 ± 51 kgf/mm²).
Bei Prüfung mit der höheren Spannung von τ = 687 ± 589 N/mm² (70 ± 60 kgf/mm²) zeigen die erfindungsgemäßen Proben bei jeder Nitriertemperatur eine höhere Ermüdungsfestigkeit als die Vergleichsproben, wie in 9 veranschaulicht. Die B10-Lebensdauer der bei 480°C nitrierten erfindungsgemäßen Probe ist länger als 2,5 × 10⁷, was beweist, daß die erfindungsgemäßen Ventilfedern gut geeignet zum tatsächlichen Gebrauch unter derart hohen Belastungsbedingungen sind.
10 ist ein Schaubild der Restschubverformung γ, nachdem die Proben der Belastung unterworfen wurden, welche die maximale Schubspannung Tau = 883 N/mm² an der Oberfläche liefert, und anschließend 48 Stunden bei 120°C belassen wurden. Die erfindungsgemäßen Proben haben eine weitaus bessere Beständigkeit gegen Setzen als die Vergleichsproben.
11 ist ein Schaubild der Prüfungen auf verzögerten Bruch. Nach dem Wickeln sind verschiedene Restspannungen vorhanden, und es wird der Zeitraum bis zur Rißeinleitung bei jeder Restspannung ermittelt. Die erfindungsgemäßen Proben zeigen eine viel längere Zeit bis zur Rißeinleitung als die Vergleichsproben.
Die zweiten Ventilfedern werden unter den in 12 gezeigten Bedingungen kugelgestrahlt. Weil, wie in 4 gezeigt, die erfindungsgemäßen Proben eine höhere Härte nach der Wärmebehandlung zeigen als herkömmliche, werden Strahlmittelteilchen entsprechend höherer Härte eingesetzt. Die Restspannungsverteilung im Bereich der Oberfläche nach dem Kugelstrahlen zeigt 13. Die erfindungsgemäßen Proben zeigen eine größere Druckrestspannung als die Vergleichsproben, und zwar bereits nach der ersten Kugelstrahlbehandlung, und die Druckrestspannung erfährt eine weitere Zunahme nach der zweiten Kugelstrahlbehandlung, wodurch die Bedingung, daß die Druckrestspannung größer 834 N/mm² sei, voll erfüllt ist.
Die Ergebnisse der Prüfung auf Beständigkeit gegenüber Setzen und der Prüfungen auf Beständigkeit gegen verzögerten Bruch an den so hergestellten Federn sind in den 14 und 15 veranschaulicht.
14 ist ein Schaubild der Restschubspannung γ, nachdem die Proben der Belastung unterworfen wurden, welche die maximale Schubspannung τ = 883 N/mm² (90 kgf/mm²) an der Oberfläche liefert, und 48 Stunden bei 120°C belassen wurden. Die erfindungsgemäßen Proben zeigen eine viel bessere Beständigkeit gegen Setzen als die Vergleichsproben und erfüllen die Bedingung, daß die Restschubverformung γ < 5 × 10^–4 sei.
15 ist ein Schaubild einer Prüfung auf verzögerten Bruch. Nach dem Wickeln sind verschiedene Restspannungen vorhanden, und es wird der Zeitraum bis zur Rißeinleitung bei jeder Restspannung ermittelt. Die erfindungsgemäßen Proben zeigen eine viel längere Zeit bis zur Rißinitiierung als die Vergleichsproben.

Claims

Hochfeste Ventilfeder, hergestellt aus einem Stahldraht, dessen Stahl 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen; wobei der Stahldraht eine Härtebehandlung mit einer Erhitzungstemperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, eine Anlaßbehandlung in Öl, eine Wickelbehandlung und eine Nitrierbehandlung erhalten hat, dadurch gekennzeichnet, dass die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses des Stahls 15 μm ist, dass der Stahldraht 1 bis 5 Vol.-% Restaustenit nach dem Härten und Anlassen aufweist, und dass die Nitrierbehandlung bei einer Temperatur von nicht unter 480°C vorgenommen ist, um die Oberflächenhärte auf nicht unter 900 HV zu bringen.
Ventilfeder nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden umfasst: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Ventilfeder nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Dichte von Carbiden mit einem Durchmesser von größer als 0,05 μm nicht mehr als 5 Teilchen/μm² in der mikroskopischen Aufnahme des in Öl angelassenen Stahldrahts ist.
Verfahren zur Herstellung einer hochfesten Ventilfeder aus einem Stahldraht, dessen Stahl 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew,-% betragen; umfassend die folgenden Schritte: a) Härten des Stahldrahts bei einer Erhitzungstemperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, b) Anlassen des gehärteten Stahldrahts in Öl, c) Wickeln des in Öl angelassenen Stahldrahts, d) Nitrieren des gewickelten Stahldrahts, dadurch gekennzeichnet, dass die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses des Stahls 15 μm ist und dass die Nitrierbehandlung bei einer Temperatur von nicht unter 480°C erfolgt, um die Oberflächenhärte auf nicht unter 900 HV zu bringen.
Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden umfasst: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass bei der Härtewärmebehandlung: die Aufheizgeschwindigkeit nicht kleiner als 150°C/s ist; die Erhitzungstemperatur nicht höher als 1100°C, aber nicht niedriger als die Temperatur T (°C) = 500 + 750 × (Gehalt an C in %) + 500 × (Gehalt an V in %) oder 950°C ist, je nachdem, welcher Wert höher ist; und der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels Wasser oder Öl nicht länger als 15 s ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass bei der Anlaßwärmebehandlung: die Aufheizgeschwindigkeit nicht kleiner als 150°C/s ist; die Erhitzungstemperatur 450 bis 600°C ist und der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels Wasser oder eines anderen Abkühlmittels nicht länger als 15 s ist.
Hochfeste Ventilfeder, hergestellt aus einem Stahldraht, dessen Stahl 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen, wobei der Stahldraht eine Härtebehandlung mit einer Erhitzungstemperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, eine Anlaßbehandlung in Öl und eine Wickelbehandlung erhalten hat, dadurch gekennzeichnet, dass die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses des Stahls 15 μm ist, dass der Stahldraht 1 bis 5 Vol.-% Restaustenit nach dem Härten und Anlassen aufweist, und dass der Stahldraht eine Kugelstrahlbehandlung unter Verwendung von Strahlmittelteilchen hoher Härte erhalten hat.
Ventilfeder nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden umfasst: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Ventilfeder nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Dichte von Carbiden mit einem Durchmesser von größer als 0,05 μm nicht mehr als 5 Teilchen/μm² in der mikroskopischen Aufnahme des in Öl angelassenen Stahldrahts ist.
Ventilfeder nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Härte der Strahlmittelteilchen hoher Härte nicht niedriger als 600 HV ist, und dass die Kugelstrahlbehandlung mindestens zweimal durchgeführt ist, so dass die Druckrestspannung im Bereich der Oberfläche nicht niedriger als 834 N/mm² (85 kgf/mm²) ist.
Ventilfeder nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Härte der Strahlmittelteilchen hoher Härte nicht niedriger als 720 HV ist, und dass die Kugelstrahlbehandlung mindestens zweimal durchgeführt ist, so dass die Druckrestspannung im Bereich der Oberfläche nicht niedriger als 834 N/mm² (85 kgf/mm²) ist.
Verfahren zur Herstellung einer hochfesten Ventilfeder aus einem Stahldraht, dessen Stahl 0,5 bis 0,8 Gew.-% C, 1,2 bis 2,5 Gew.-% Si, 0,4 bis 0,8 Gew-% Mn, 0,7 bis 1,0 Gew.-% Cr, Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst, wobei in Bezug auf die unvermeidlichen Verunreinigungen der Al-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% und der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,005 Gew.-% betragen; umfassend die folgenden Schritte: a) Härten des Stahldrahts bei einer Erhitzungstemperatur im Bereich von 950 bis 1100°C, b) Anlassen des gehärteten Stahldrahts in Öl, c) Wickeln des in Öl angelassenen Stahldrahts, dadurch gekennzeichnet, dass die Größe des größten nichtmetallischen Einschlusses des Stahls 15 μm ist und dass der gewickelte Stahldraht unter Verwendung von Strahlmittelteilchen hoher Härte kugelgestrahlt wird.
Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ferner einen oder mehrere Bestandteile aus der Gruppe der folgenden umfasst: 0,05 bis 0,15 Gew.-% V, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Mo, 0,05 bis 0,15 Gew.-% W und 0,05 bis 0,15 Gew.-% Nb.
Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass bei der Härtewärmebehandlung: die Aufheizgeschwindigkeit nicht kleiner als 150°C/s ist; die Erhitzungstemperatur nicht höher als 1100°C, aber nicht niedriger als die Temperatur T (°C) = 500 + 750 × (Gehalt an C in %) + 500 × (Gehalt an V in %) oder 950°C ist, je nachdem, welcher Wert höher ist; und der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels Wasser oder Öl nicht länger als 15 s ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass bei der Anlaßwärmebehandlung: die Aufheizgeschwindigkeit nicht kleiner als 150°C/s ist; die Erhitzungstemperatur 450 bis 600°C ist; und der Zeitraum vom Beginn des Erhitzens bis zum Beginn des Abkühlens mittels eines Abkühlmittels, beispielsweise Wasser, nicht länger als 15 s ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das Kugelstrahlen unter Verwendung von Strahlmittelteilchen erfolgt, deren Härte nicht unter 600 HV liegt, und dass das Kugelstrahlen mindestens zweimal durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das Kugelstrahlen unter Verwendung von Strahlmittelteilchen erfolgt, deren Härte nicht unter 720 HV liegt, und dass das Kugelstrahlen mindestens zweimal durchgeführt wird.