DE3851982T2

DE3851982T2 - Stahl mit hoher Abnutzungsbeständigkeit.

Info

Publication number: DE3851982T2
Application number: DE3851982T
Authority: DE
Inventors: Hikaru Aoyagi; Yoshio Fuwa; Hiroshi - Aza Ubakoyama Kaede; Shinji Kato; Tadahiro Koike; Yorishige Maeda; Shinzi Shibata; Shigetoshi Sugimoto
Original assignee: Toyota Motor Corp; Aichi Steel Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp; Aichi Steel Corp
Priority date: 1987-06-11
Filing date: 1988-06-10
Publication date: 1995-03-09
Anticipated expiration: 2008-06-11
Also published as: DE3851982D1; EP0295111A3; EP0295111B1; US4966751A; EP0295111A2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl mit guter Verschleißbeständigkeit. Die Erfindung betrifft insbesondere einen Stahl und einen Schmiedestahl mit guter Verschleißbeständigkeit, der geeignet ist zur Verwendung als Material für Kolbenringe und Kniehebel von Verbrennungskraftmaschinen und für Ritzelwellen für Differentialgetriebe, wobei alle Materialien für Teile von Kraftfahrzeugen bestimmt sind, wobei der Stahl auch eine gute Paßfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit zeigt.
Kolbenringe, wie sie für Verbrennungskraftmaschinen verwendet werden, bestehen aus Verdichtungsringen zur Aufrechterhaltung der Gasdichtheit von Verbrennungskammern und Nasenringen (oil scraper rings) zur Konditionierung von Schmierölfilmen auf den Wandungsflächen von Zylindern oder Zylinderlaufbuchsen der Maschinen. Von den Kolbenringen sind die Verdichtungsringe locker direkt unterhalb des Kolbenkopfs eingepaßt, und Verbrennungsgase wirken stark auf sie ein. Daher ist es erforderlich, daß die Verdichtungsringe beständig sind gegen Verschleiß (mechanischer Verschleiß unter der Einwirkung von Kohle-Ruß und korrosiver Verschleiß unter der Einwirkung von korrosiven Verbrennungsprodukten), Reibungsverschleiß (scuffing), Hitze usw.
Mit dem in jüngerer Zeit zu beobachtenden Trend zu Verbrennungskraftmaschinen mit geringerem Gewicht, höherer Leistung und höherer Drehzahl erfolgte in positiver Weise eine Entwicklung von Kolbenringen mit geringerer Breite. Die Verringerung der Breite der Kolbenringe macht es möglich, das Gewicht der Kolbenringe zu reduzieren, das Verhalten der Kolbenringe in einer Kolbenringnut zu stabilisieren und die Dicke des Ölfilms zu verringern. Dadurch wird der Schmierölverbrauch verbessert.
Jedoch ist die Entwicklung von Kolbenringen mit geringerer Breite begleitet von einer Reduktion der Ölfilm-Dicke, einer Erhöhung des Verschleiß der Ringe und einer Verkürzung der Nutzungsdauer der Ringe. Daher wurde es unmöglich, Ringe aus Gußeisen zu verwenden, die bisher allgemein verwendet wurden, oder Ringe aus Kohlenstoffstahl, Silicium- Chrom-Stahl oder Öl-getempertem Draht zu verwenden. Ringe, die aus Gußeisen hergestellt sind, weisen nämlich den Nachteil auf, daß es schwierig ist, Ringe herzustellen, die hinsichtlich ihrer Größe in der axialen Richtung kleiner sind. Deren Bruchfestigkeit ist unbefriedigend.
Die Silicium-Chrom-Ringe werden im Hinblick auf die schlechte Hochtemperaturfestigkeit von Silicium-Chrom-Stahl mit relativ großer Querschnittsfläche hergestellt und weisen eine große Inertheit auf. Dies führt zu dem Flauer-Phänomen. Daher kam es in jüngerer Zeit dazu, daß Werkzeugstähle, Federstähle und nicht rostende Stähle als Materialien für Kolbenringe verwendet wurden. Von den nicht rostenden Stählen wurde insbesondere nicht rostender 13Cr-Martensit-Stahl (0,65 C-13,5 Cr-0,3Mo-0,1V) für Verdichtungsringe verwendet und ergab gute Ergebnisse. Andererseits hat der Ölring die wichtige Funktion in passender Weise die Menge des Schmieröls zum Zeitpunkt des Gleitkontakts zwischen den Kolbenringen und dem Zylinder zu steuern und einen Überschuß Schmieröl abzuschaben, um zu verhindern, daß dieser in die Brennkammer eindringt. Daher ist es erforderlich, daß die Seitenteile des Ölrings wie die Verdichtungsringe Wärmebeständigkeit und Verschleißbeständigkeit haben. Dasselbe Material wie für die Verdichtungsringe wurde für die Seitenteile verwendet und führte zu guten Ergebnissen.
Die aus nicht rostendem martensitischem Stahl hergestellten Kolbenringe sind jedoch hinsichtlich ihrer Verschleißbeständigkeit und Reibungs-Verschleißbeständigkeit nicht zufriedenstellend, wenn sie in Maschinen verwendet werden, in denen eine starke Abnutzung durch Abrieb erfolgt. Verdichtungsringe, die aus nicht-rostendem martensitischem Stahl hergestellt sind und einer Gas-Nitridier-Behandlung unterworfen wurden, sind nicht zufriedenstellend im Hinblick auf die Festigkeit des Einpassens in den Kolben. Außerdem bringen sie das Problem mit sich, daß sie brechen können, wenn der Fugenraum übermäßig erweitert wird (auf 10 T oder darüber, wobei die effektive Haltbarkeit 11 bis 13 T ist, wobei T die Dicke des Rings in Millimetern darstellt). Außerdem weisen derartige Verdichtungsringe den Nachteil auf, daß sie im Hinblick auf die Reibungsverschleißbeständigkeit nicht zufriedenstellend sind und daher abgerieben werden, wenn sie in Verbrennungskraftmaschinen verwendet werden, in denen die Erfordernisse hinsichtlich der Reibungsverschleißbeständigkeit streng sind.
Demgemäß wurde eine dünne Ni-P- oder Ni-Co-P-Plattierung oder eine derartige Plattierung mit harten Teilchen (z. B. Si&sub3;N&sub4;), die darin dispergiert sind, nur auf der Gleitfläche des Verdichtungsrings aufgebracht. Im Hinblick auf die obigen Fakten bestand also im Zusammenhang mit Kolbenringen, die aus nicht rostendem martensitischem Stahl hergestellt sind, ein Bedarf nach weiterer höherer Verschleißbeständigkeit und Reibungsverschleißbeständigkeit, um die Lebensdauer der Kolbenringe zu verlängern.
In Verbrennungskraftmaschinen arbeiten Kniehebel (rocker arms) im Widerlager mit Nockenwellen. Da sich Nockenwellen bei hoher Umdrehungsgeschwindigkeit drehen, ist es erforderlich, daß die Kniehebel gegenüber Verschleiß und Reibungsabrieb beständig sind. Außerdem ist es erforderlich, daß andere Wellen, die in Kraftfahrzeugen verwendet werden und unter engen Gleitbedingungen mit hoher Belastung arbeiten, wie beispielsweise Ritzelwellen von Ritzelgetrieben, wie sie in Differentialgetriebe-Vorrichtungen für Fahrzeuge mit vorne eingebauter Maschine und Frontantrieb verwendet werden, beständig gegen Blockieren und gegen Verschleiß sind.
Es ist eine vorrangige Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen nicht-rostenden martensitischen Stahl mit guter Abriebbeständigkeit bereitzustellen.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen nicht rostenden martensitischen Stahl zur Verwendung als Material für Kolbenringe und Kniehebel sowie für Ritzelwellen für Differentialgetriebe, alle vorgenannten Teile als Teile von Kraftfahrzeugen, bereitzustellen, der eine gute Verschleißbeständigkeit aufweist.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Schmiedestahl zur Verwendung als Material für Kolbenringe, Kniehebel, Ritzelwellen usw. bereitzustellen, der eine gute Verschleißbeständigkeit, Einpaßfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit aufweist und insbesondere dafür geeignet ist, eine Erhöhung der Abgabeleistung und Umdrehungsgeschwindigkeit von Verbrennungskraftmaschinen zu erreichen.
Es versteht sich, daß der Begriff "Kolbenringe", wie er im Rahmen der vorliegenden Erfindung verwendet wird, die Bedeutungen "Verdichtungsringe", "Ölringe" und "Seitenteile" (side rails) einschließt, die mit dem Ölring zusammengebaut sind.
Die US-Druckschrift 4,490,175 offenbart Schaufeln für Rotationskompressoren, die aus einem Stahl hergestellt sind, von dem gesagt wird, daß er eine gute Verschleißbeständigkeit aufweist. Dieser Stahl hat die folgende Zusammensetzung: 0,7 bis 1,3% C, 13 bis 20% Cr und entweder 0,3 bis 1,5% Mo oder 0,07 bis 1,5% V oder beide genannten Komponenten. Der offenbarte Stahl kann auch nicht über 1,0% Si und nicht mehr als 1,0 % Mn enthalten.
Die US-Druckschrift 3,575,737 offenbart auch einen Stahl mit guter Abriebbeständigkeit, von dem beabsichtigt ist, daß er zur Herstellung von Schneidwerkzeugen verwendet wird. In diesem Fall heißt es, daß der Stahl einen Chromgehalt von wenigstens 8% aufweist. Ein Beispiel eines derartigen Stahls hat angeblich die folgende Zusammensetzung: 0,3 bis 1,0% C; 0 bis 2% Si; 0 bis 2% Mn; 8 bis 17% Cr; 0 bis 2% Mo und 0 bis 4% W. Außerdem stellen die Autoren dieses Dokuments fest, daß V, Ti, Ta, Mb und Zr in einer gemeinsamen Menge von 0 bis 2% zugegen sein können und Co, Cu, Mi, Be, Al und B in einer Menge von insgesamt 0 bis 3%, vorzugsweise 0 bis 2% zugegen sein können.
Das US-Dokument Nr. 3,990,892 offenbart auch verschleißbeständige und hitzebeständige Legierungsstähle. In diesem Dokument besteht der Stahl - bezogen auf das Gewicht - aus 0,8 bis 1,2% C, 1,0 bis 2,5% Si, 0,2 bis 1,0% Mn, 15,0 bis 25,0% Cr, 0,5 bis 3,5 % Ni und 0,3 bis 5,0% Co oder beiden Elementen in den angegebenen Mengen und 0,3 bis 3,5% Mo oder 0,5 bis 3,5% W oder beiden genannten Elementen in den angegebe nen Mengen. Der Stahl dieser Zusammensetzung ist angeblich besonders geeignet zur Verwendung bei hohen Temperaturen, beispielsweise in den Abgabesystemen von Fahrzeugen.
Die US-Druckschrift Nr. 3,859,147 betrifft einen nicht-rostenden Stahl mit guter Heißbearbeitbarkeit, der bis zu hohen Werten der Härte hitzebehandelt werden kann. Wenn der Stahl in seinem hitzebehandelten Zustand ist, weist der in diesem Dokument des Standes der Technik offenbarte Stahl angeblich eine gute Verschleißbeständigkeit und einen hohen Grad an Heißhärte bei erhöhten Temperaturen auf. Es heißt, daß die Legierung eine Minimalmenge von 0,9% Kohlenstoff und vorzugsweise von 0,95 bis 1,15% Kohlenstoff benötigt. Chrom ist in einer Minimalmenge von etwa 13% und vorzugsweise in einer Menge von 13,5 bis 14,5% zugegen. Andere Elemente können auch zugegen sein, obwohl gesagt wird, daß dies nicht so kritisch ist.
Obwohl gesagt wird, daß alle Stahle, die in den Dokumenten des Standes der Technik offenbart sind, eine hohe Verschleißbeständigkeit und Härte aufweisen, realisierte jedoch keiner der Autoren dieser Dokumente des Standes der Technik, daß der Gehalt an Silicium in einem Stahl signifikant die Kaltbearbeitbarkeits-Eigenschaften des Stahls verändern kann. Die vorliegenden Erfinder haben jedoch diese Beobachtung gemacht, und der Stahl der vorliegenden Erfindung weist einen sorgfältig begrenzten Siliciumgehalt auf.
Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung, wie er in Patentanspruch 1 beansprucht ist, umfaßt - bezogen auf das Gewicht - 0,55 bis 1,10% C, 0,1 bis 0,52% Si, 0,1 bis 2,0% Mn, mehr als 20%, jedoch nicht mehr als 25,0%, Cr, kein absichtlich zugegebenes Al und gegebenenfalls von den folgenden Elementen
0,2 bis 2,0% Ni,
0,2 bis 3,0% Mo,
0,1 bis 1,5% V,
0,05 bis 0,70% Nb,
0,2 bis 2,0% Cu,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Die vorliegenden Erfinder haben intensive Untersuchungen hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit herkömmlicher nicht-rostender martensitischer Stähle mit der Idee angestellt, daß eine Erhöhung der Menge an Chromcarbid wirksam bei der Verbesserung der Verschleißbeständigkeit der Stähle ist. Als Ergebnis der Untersuchungen haben die Erfinder optimale Bereiche der Gehalte an C, Si, Mn usw. in Verbindung mit dem Gehalt an Cr in dem nicht-rostenden, martensitischen Stahl gefunden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird Chromcarbid in dem Stahl in einer größeren Menge als in herkömmlichen Stählen bei Erhöhung des Cr-Gehalts gebildet und dadurch die Verschleißbeständigkeit des Stahls verbessert. Daneben wird C dem Stahl in einer Menge zugesetzt, die zur Bildung von Carbiden ausreichend ist. Die oberen Grenzwerte des C-Gehalts sowie der Gehalte an Si und Mn werden in solchen Bereichen festgesetzt, daß sie die Kaltbearbeitbarkeit des Stahls nicht beeinträchtigen. Obwohl der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine ausreichende Verschleißbeständigkeit zeigt, wenn er so verwendet wird, wie er ist, ist es bevorzugt, den Stahl nach einer Hitzebehandlung einzusetzen, also einer Behandlung des Abschreckens (quenching) und Temperns oder einer Abschreckungsbehandlung (quenching treatment). Im letztgenannten Fall dient auch eine nachfolgende Nitridierbehandlung als Temperbehandlung. Die Wirkung einer Verbesserung der Verschleißbeständigkeit kann weiter in großem Umfang verstärkt werden, wenn der so hitzebehandelte Stahl einer Oberflächenbehandlung unterworfen wird, beispielsweise einem Schritt des Nitridierens, Plattierens, thermischen Spritzens usw. Die Oberflächenbehandlung wird auf eine Oberfläche einschließlich einer gleitenden Oberfläche aufgebracht und kann irgendeine Nitridierbehandlung wie beispielsweise Gasnitridierbehandlung, Gasweichnitridieren, Ionennitridieren, Salzbadnitridieren usw., Plattierbehandlung wie beispielsweise Cr-Plattieren, Verbundplattieren usw., Überzugsbehandlung mit einem keramischen Material wie beispielsweise TiN, TiCxNy, TiC usw. mittels physikalischer Abscheidung aus der Dampfphase (physical vapor deposition; PVD) oder chemischer Abscheidung aus der Dampfphase (chemical vapor deposition; CVD), Metallsprühen usw. sein.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann dem Stahl außerdem 0,2 bis 2,0% Ni zugesetzt werden, sofern dies erforderlich ist, um die Hochtemperaturfestigkeit, Härtbarkeit und Korrosionsbeständigkeit zu erhöhen. Außerdem kann wenigstens eines der Elemente 0,2 bis 3,0% Mo, 0,1 bis 1,5% V und 0,05 bis 0,70% Nb dem Stahl zugesetzt werden, wenn dies erforderlich ist, um die Carbid-Teilchen zu verfeinern und die Verschleißbeständigkeit weiter zu verbessern.
Darüber hinaus haben die Erfinder gefunden, daß es eine Zugabe von AI zu dem oben beschriebenen nicht-rostenden martensitischem Stahl möglich macht, die Verschleißbeständigkeit bemerkenswert zu verbessern, ohne die Heiß- und Kaltbearbeitbarkeit in den Stufen der Herstellung von Drähten aus einem Block des Stahls zu verschlechtern. Die Erfinder haben dann gefunden, daß eine Zugabe von 0,05 bis 1,10% Al in Verbindung mit den Gehalten an C, Si, Mn, Cr und dergleichen, merklich die Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit des Stahls verbessert und den Abrieb des gegenüberliegenden Bauteils verringert. Wenn die Zugabe von Al von einer Zugabe von 0,2 bis 2,0 % Cu begleitet ist, sofern dies erforderlich ist, ist es möglich, die Korrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit des Stahls zu verbessern.
Daher wird in einem zweiten Aspekt der Erfindung, wie sie in Anspruch 2 definiert ist, ein Stahl mit einer guten Verschleißbeständigkeit bereitgestellt, der - bezogen auf das Gewicht - umfaßt: 0,55 bis 1,10% C, 0,1 bis weniger als 1,0% Si, 0,1 bis 2,0% Mn, 19,5 bis 25% Cr, 0,05 bis 1,10% Al und gegebenenfalls von den folgenden Elementen:
0,2 bis 2,0% Ni,
0,2 bis 3,0% Mo,
0,1 bis 1,5% V,
0,05 bis 0,70% Nb,
0,2 bis 2,0% Cu,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Verschiedene andere Aufgaben, Merkmale und damit verbundene Vorteile der vorliegenden Erfindung werden vollständiger in dem Maße geschätzt, wie die Erfindung besser auf der Grundlage der folgenden detaillierten Beschreibung in Zusammenschau mit den beigefügten Zeichnungen verstanden wird. Es zeigen
Fig. 1 eine Mikrophotographie (400fache Vergrößerung), die die metallische Struktur eines Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 2 eine Mikrophotographie (400fache Vergrößerung), die die metallische Struktur eines anderen Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 3 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Carbidkorn-Durchmesser und dem Flächenverhältnis bei Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 4 eine perspektivische Ansicht einer Druckfeder;
Fig. 5 eine vertikale Querschnittsansicht eines Ölrings des Typs mit einer aus drei Stücken bestehenden Kombination unter Gleitbedingungen;
Fig. 6 eine Diagramm, das die Abriebverluste des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung und herkömmlicher Stähle zeigt; und
Fig. 7 ein Diagramm, das die Blockierbelastungen des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung und herkömmlicher Stähle zeigt.
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl mit guter Verschleißbeständigkeit, der eine Zusammensetzung aufweist, wie sie in den Ansprüchen 1 und 2 definiert ist.
Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung kann hinsichtlich seiner Korrosionsbeständigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit dadurch verbessert werden, daß man 0,20 bis 2,0% Ni in den Stahl zusätzlich zu den obengenannten chemischen Komponenten einarbeitet, oder kann hinsichtlich der Hochtemperaturfestigkeit und Oberflächenhärte verbessert werden durch Zusatz von wenigstens einem der Elemente 0,2 bis 3,0% Mo, 0,1 bis 1,5% V und 0,05 bis 0,70% Nb zu dem Stahl.
Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung kann hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit dadurch verbessert werden, daß man 0,05 bis 1,10% Al in den Stahl zusätzlich zu den obengenannten chemischen Komponenten einarbeitet. Wenn die Zugabe von Al von der Zugabe von 0,2 bis 2,0% Cu begleitet ist, ist es möglich, die Korrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit des Stahls zu verbessern.
Die Eigenschaften der chemischen Komponenten des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung und die Gründe für die Beschränkungen der Gehalte der Komponenten werden nachfolgend im einzelnen beschrieben.
C: 0,55 bis 1,10%:
Kohlenstoff ist ein Element, das dazu dient, eine gewünschte Härte beim Abschrecken (quenching) zu erhalten und Carbide unter Bereitstellung einer hohen Festigkeit und Verschleißbeständigkeit zu bilden. Wenn der C-Gehalt geringer ist als 0,55%,ist die Menge an gebildeten Carbiden klein, die Verschleißbeständigkeit, die durch die Gegenwart der Carbide erhalten wird, ist schlecht. Wenn der C-Gehalt andererseits 1, 10% übersteigt, erhöht sich die Teilchengröße der Carbide. Dies führt zu einem Abrieb bei der Zylinderlaufbuchse (Bauteil, das dem Kolbenring gegenüberliegt), und es ist unmöglich, den Stahl durch Kaltbearbeiten in die Form eines Kolbenrings zu bringen. Daher wird der obere Grenzwert des C-Gehalts auf 1, 10% festgesetzt. Um eine optimale Härte zu erhalten (Hv 350 bis 450), ist ein C-Gehalt von wenigstens 0,80% bevorzugt.
Si: 0,10 bis weniger als 1,0%:
Silicium wird zum Zeitpunkt der Raffination als desoxidierendes Mittel zugesetzt und dient dazu, für Hitzebeständigkeit zu sorgen. Eine Zugabe von wenigstens 0, 10% Si ist nötig, um diese Wirkungen zu erhalten. Jedoch beeinträchtigt eine Zugabe einer großen Menge von Si die Kaltbearbeitbarkeit wie beispielsweise die Ziehbarkeit des Stahls. Daher wird der obere Grenzwert des Si-Gehalts für Stähle, die kein Al enthalten, auf 0,52% festgesetzt und die Obergrenze des Si-Gehalts wird auf weniger als 1,0% für Stähle, die Al enthalten, festgesetzt.
Mn: 0,10 bis 2,0%:
Mangan wird zum Zeitpunkt der Raffination als desoxidierendes Mittel zugesetzt, genauso wie Si, und dient zur Erhöhung der Zähigkeit. Eine Zugabe von wenigstens 0,10% Mn ist erforderlich, um diese Wirkungen zu erhalten. Jedoch beeinträchtigt eine Zugabe einer großen Menge an Mn die Kaltbearbeitbarkeit des Stahls. Daher wird die Obergrenze des Mn-Gehalts auf 2,0% festgesetzt.
Cr: 19,5 bis 25,0%:
Chrom vereinigt sich mit Kohlenstoff unter Bildung eines Carbids, wodurch die Verschleißbeständigkeit erhöht wird und dient auch dazu, die Korrosionsbeständigkeit und Matrixfestigkeit zu erhöhen und die Härte in dem Fall zu erhöhen, in dem eine Härtung durch Nitridieren erfolgt. Wenn kein Al zugegen ist, ist es zur Erzielung bester Wirkungen nötig, einen Gehalt an Cr von wenigstens 19,5% zu haben. Wenn kein Al zugegen ist, wird der untere Grenzwert des Chromgehalts auf mehr als 20% festgesetzt. Der obere Grenzwert des Cr-Gehalts wird auf 25% festgesetzt. Der Cr-Gehalt kann bei 19,5 bis 25,0% in dem Fall liegen, indem Al dem Stahl nicht zugesetzt wird.
Ni: 0,2 bis 2,0%:
Nickel dient dazu, für Korrosionsbeständigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit zu sorgen. Insbesondere im Fall des Zusatzes von Al, das eine hohe Tendenz zur Bildung von Ferrit aufweist, dient Nickel dazu, die Bildung von Ferrit bei hohen Temperaturen zu verhindern und die Härtbarkeit und die Heißbearbeitbarkeit zu verbessern. Da diese Wirkungen nur gering sind, wenn der Ni-Gehalt geringer ist als 0,2%, liegt die Untergrenze des Ni-Gehalts bei 0,2%. Andererseits beeinträchtigt ein Ni-GehaIt von mehr als 2,0% die Kaltbearbeitbarkeit des Stahls. So wird die Obergrenze des Ni-Gehalts auf 2,0% festgesetzt.
Mo: 0,2 bis 3,0%:
Molybdän bildet wie Cr ein Carbid und erhöht die Härte des nitridierten Materials beim Nitridieren. Dadurch wird die Verschleißbeständigkeit erhöht. Es dient auch zur Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit des Stahls. Um diese Wirkungen zu erhalten, ist ein Mo- Gehalt von wenigstens 0,2% erforderlich. Wenn jedoch der Mo-Gehalt über 3,0% liegt, wird die Wirkung unauffällig, und die Heißbearbeitbarkeit verschlechtert sich. Daher wird die Obergrenze des Mo-Gehalts auf 3,0% festgesetzt.
V: 0,10 bis 1,50%; Nb: 0,05 bis 0,70%:
Vanadium und Niob dienen dazu, die Beständigkeit gegen Erweichen beim Tempern und die Hochtemperaturfestigkeit zu erhöhen und Carbide zu verfeinern. Sie bilden auch Nitride beim Nitridieren und erhöhen dadurch die Einsatzhärte. Um diese Wirkungen zu erhalten, sind wenigstens 0, 10% V oder wenigstens 0,05% Nb erforderlich. Wenn jedoch mehr als 1,5% V oder mehr als 0,70% Nb in dem Stahl enthalten sind, werden grobe eutektische Carbide gebildet und verschlechtern die Heißbearbeitbarkeit. Daher werden die Obergrenzen der Gehalte an V und Nb auf 1,5% bzw. 0,70% festgesetzt.
Al: 0,05 bis 1,10%:
Aluminium wird in der Matrix in einem Abschreck- (quenching) und Temper-Verfahrensschritt gelöst und erhöht über eine Verfeinerung des Korns die Festigkeit der Matrix. Dadurch wird die Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit erhöht. Wie vorstehend erwähnt, erhöht Al die Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit beim Abschreck- und Temper-Prozeß dadurch, daß die Carbide sphäroidisiert werden und die Teilchengröße vereinheitlicht wird. Daneben fallt das in der Matrix gelöste Al bei der Gasnitridierung in Form von feinem AlN aus und erhöht merklich die Härte der nitridierten Schicht. Dadurch wird die Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit merklich erhöht und einem Anstieg des Abriebs der Zylinderbohrung vorgebeugt. Außerdem erhöht sich merklich die zum Zeitpunkt der Durchführung eines Tests zur Vergrößerung des Fugenraums gezeigte Festigkeit. Um diese Wirkungen zu erhalten, ist es erforderlich, wenigstens 0,05% Al zuzusetzen. Die Wirkungen werden erhöht, wenn die Menge an zugesetztem Al gesteigert wird. Ein Al-Gehalt von mehr als 1,10% macht die Wirkungen unauffallig und führt zur Bildung von Einschlüssen aus Al&sub2;O&sub3;. Dies führt zu einer Verschlechterung der Oberflächeneigenschaften beim Heißwalzen und Kaltwalzen (merkliche Verringerung der Härte, wenn Oberflächenrisse zurückbleiben), zur Verringerung der Festigkeit und Hitzebeständigkeit und zum Brüchigwerden des nitridierten Materials. Daher wird die Obergrenze des Al-Gehalts auf 1,10% festgesetzt.
Cu: 0,2 bis 2,0%:
Kupfer dient zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit des Stahls und verstärkt die Matrix. Um diese Wirkungen zu erhalten, ist ein Zusatz von wenigstens 0,2% Cu erforderlich. Wenn jedoch mehr als 2,0% Cu zugesetzt werden, wird die Heißbearbeitbarkeit beeinträchtigt, und es erhöht sich die Beständigkeit gegenüber Nitridieren. Daher wird die Obergrenze des Cu-Gehalts auf 2,0% festgesetzt. Der Cu- Gehalt kann 0,2 bis 1,0% betragen, wenn Al dem Stahl nicht zugesetzt wird.
Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung und eines Vergleichsstahls, die für einen Abriebtest und einen Verschleißtest eingesetzt wurden. In der Tabelle sind die Stähle A01 bis A34 Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, und Stahl B1 ist ein nicht rostender martensitischer 13Cr-Stahl, wie er herkömmlich zur Herstellung von Kolbenringen verwendet wird und zu Vergleichszwecken hergestellt wurde.
Jeder der Stähle, die einem Abriebtest und einem Verschleiß- oder Freßverschleiß- oder Riefenverschleiß-Test dienen sollten, wurde in einem elektrischen Ofen geschmolzen, durch diesen geformt, heißgewalzt und danach abgeschreckt (gequencht) und getempert (Target-Härte Hv 350 bis 450). Von den so behandelten Stählen wurden 10 · 15,7 · 6,3 mm große Teststücke für Abriebtests und 30 · 30 · 5 mm große Teststücke für Reibungsverschleiß-Tests hergestellt. Die so erhaltenen Teststücke für einen Abriebtest wurden dem Abriebtest unter den folgenden Bedingungen unterworfen:

Abriebtest auf dem LFW-1-Abriebtester

Gegenüberliegendes Bauteil: FC 25 (Japanese Industrial Standard)
Belastung: 60 kg
Zeit: 120 min
Geschwindigkeit: 0,3 m/s
Schmieröl: Maschinenöl mit niedriger Viskosität
(Zufuhr: 1 ,5 ml/min)
Der Abriebverlust auf der Gleitfläche jedes Teststücks wurde geniessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.

Tabelle 1

Teststrahl Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)

Tabelle 1 (Fortsetzung)

Teststrahl Chemische Zusammensetzung (Gew. -%)
Danach wurden andere Teststücke für Abriebtests einem Vorgang des Gasnitridierens durch Erhitzen in einem Ammoniumgasstrom bei 530 bis 590 ºC für die Zeit von wenigstens 5 h unterworfen. Nach dem Gasnitridieren wurde die Oberflächenhärte der Teststücke gemessen und lag bei wenigstens Hv 1 .000. Die gasnitridierten Teststücke für einen Abriebtest wurden dem Abriebtest unter denselben Bedingungen unterworfen, wie sie oben genannt sind. Der Abriebverlust auf der Gleitfläche jedes Teststücks wurde gemessen. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 2 gezeigt.
Danach wurden die Teststücke für einen Reibverschleißtest dem Reibverschleißtest unter den folgenden Bedingungen unterworfen, wobei die gemessene Reibverschleiß-Belastung ebenfalls in Tabelle 2 gezeigt ist:

Reibverschleiß-Test auf einem unter mechanischen Bedingungen testenden Reibungsabrieb- Testgeräts des Labortyps

Gegenüberliegendes Bauteil: FC25 (Japanese Industrial Standard)
Belastung: schrittweise erhöht um 25 kg in 2-Minuten- Intervallen, bis Reibverschleiß auftrat
Geschwindigkeit: 1,2 m/s
Schmieröl: tropfenweise Schmierung mit einem Maschinenöl niedriger Viskosität
Reibungsbelastung: die Belastung, die einen scharfen Anstieg des Reibungskoeffizienten auf oder über 0,2 hervorrief, wurde als Reibungsbelastung angenommen.
Von den in Tabelle 2 gezeigten Vergleichsstählen ist die Probe B2 eine Probe, die dadurch erhalten wurde, daß man eine harte Chromplattierung auf die Oberfläche des Teststücks von Stahl B1 aufbrachte. Die harte Chromplattierung wurde hinsichtlich Abrieftiefe und Reibungsabrieb-Belastung getestet. Tabelle 2 Proben (Stähle) Abriebtest Abriebtiefe gequencht und getempert durch Gasnitridieren Oberflächen behandelt plattiert mit Cr Reibungsverschleißtest (Reibungsbelastung, kg) einen Bruch des gasnitridierten Rings hervorrufende größere Menge des Fugenraums Ermüdungsfestigkeit (gasnitridierte Probe) Härte nach dem Nitridieren Tabelle 2 (Fortsetzung) Proben (Stähle) Abriebtest Abriebtiefe gequencht und getempert durch Gasnitridieren Oberflächen behandelt plattiert mit Cr Reibungsverschleißtest (Reibungsbelastung, kg) einen Bruch des gasnitridierten Rings hervorrufende größere Menge des Fugenraums Ermüdungsfestigkeit (gasnitridierte Probe) Härte nach dem Nitridieren Tabelle 2 (Fortsetzung) Proben (Stähle) Abriebtest Abriebtiefe gequencht und getempert durch Gasnitridieren Oberflächen behandelt plattiert mit Cr Reibungsverschleißtest (Reibungsbelastung, kg) einen Bruch des gasnitridierten Rings hervorrufende größere Menge des Fugenraums Ermüdungsfestigkeit (gasnitridierte Probe) Härte nach dem Nitridieren
Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, betrug der Abriebverlust von Stahl B1 nach dem Stand der Technik 5,8 um für die gequenchte und getemperte Probe, 3,5 um für die nitridierte Probe und 10,0 um für die Cr-plattierte Probe. Andererseits waren die Werte des Abriebverlusts der Stähle A02 bis A19 gemäß der vorliegenden Erfindung 1,7 bis 3,5 um für die gequenchten und getemperten Proben und 0,7 bis 2,2 um für die nitridierten Proben. Die Härte der nitridierten Probe lag in allen Fällen über Hv 1.000. Diese Werte bestätigen die ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit. Der Grund für die überlegene Verschleißbeständigkeit der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung mit oder ohne Nitridierbehandlung wird in der Bildung größerer Mengen von Chromcarbiden (geringfügig oberhalb von 2,0 um durchschnittliche Teilchengröße) angesehen, verglichen mit Stahl B1 gemäß dem Stand der Technik, und zwar aufgrund der Zusammensetzungen von 0,55 bis 1,10% C und 19,5 bis 25% Cr. Eine Zugabe von Mo, V und Nb führt zur Bildung von feinen Carbiden, so daß die Verschleißbeständigkeit stärker erhöht wird, wenn die Mengen dieser Elemente größer sind.
Daneben sind die carbidbildenden Elemente Cr, Mo, V und Nb ferritbildende Elemente, und eine Zugabe großer Mengen dieser Elemente führt in Abhängigkeit vom Gehalt an C und Gehalt an Ni zur Fällung einer t-Phase (Ferrit) (Stähle A02, A08 und A09 gemäß der vorliegenden Erfindung). Dies führt zu einer unterlegenen Verschleißbeständigkeit im Vergleich mit derjenigen von einheitlichen Martensit-Strukturen, die frei von einer Ausfällung der t-Phase sind (Stähle A03 bis A06 und A11 bis A12 gemäß der vorliegenden Erfindung). Dementsprechend ist die Zugabe von Ni wichtig zum Erhalt einer ausgezeichneten Verschleißbeständigkeit im Punkt einer Festigung der Matrix unter gleichzeitiger Ausfällung großer Mengen von Carbiden.
Die Erhöhung der Verschleißbeständigkeit durch Gasnitridierbehandlung auf einen Wert, der weit die Verschleißbeständigkeit von gequenchten und getemperten Proben übersteigt, ist auf eine Fällungshärtung (Hv 1 .000 oder darüber) unter Fällung feinen Chromnitrids in der Matrix, Umwandlung von Chromcarbid in Chromcarbonitrid oder Chromnitrid und wellige (wavy) Niederschläge (von denen angenommen wird, daß sie Korngrenzen- Cementit sind) zurückzuführen, die aus Kohlenstoff gebildet werden, der aus Carbiden austrat.
Darüber hinaus zeigten die Stähle A20 bis A34 gemäß der vorliegenden Erfindung eine Abriebtiefe bei den gequenchten und getemperten Proben von 1,20 bis 4,00 m, im Gegensatz zum Wert von 5,8 um, der mit dem Stahl B1 gemäß dem Stand der Technik erhalten wurde. Die gasnitridierten Proben der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung zeigten eine Abriebtiefe von 0,20 bis 2,00 um, im Gegensatz zu 3,5 um bei Stahl B1. So bestätigten in beiden Fällen die Ergebnisse die ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung.
Es werden nun die Ergebnisse des Festfreßverschleiß-Tests diskutiert.
Für Kolbenringe ist eine gute Abnutzbeständigkeit bei einer Festfreßverschleißbelastung von wenigstens 125,0 kg ausreichend, um gute Ergebnisse zu erzeugen, ohne daß dabei im praktischen Betrieb der Maschine eine Abnutzung erfolgt. Wenn andererseits ein Material mit einer Verschleißbelastung von weniger als 112,5 kg verwendet wird, werden die oberen Ringe unter derart strengen Maschinenbetriebsbedingungen abgenutzt und entscheidend geschädigt, so daß der Ölfilm zum Teil reißt. Der Ölring und die Seitenbereiche werden leicht vertikal verkratzt, wenn auch nicht so stark wie die oberen Ringe. Daher kann ein Material mit einer größeren Verschleißbelastung verwendet werden, wenn die Maschinenbetriebsbedingungen thermisch belastender sind.
Die nitridierten Proben der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung zeigten eine Verschleißbeständigkeit, die vergleichbar war mit der von Stahl B1 gemäß dem Stand der Technik oder dieser sogar überlegen war. Insbesondere zeigten die Stähle A03 bis A05 und A08 gemäß der vorliegenden Erfindung eine Verschleißbeständigkeit von 176,5 kg, und die Stähle A06 und A11 bis A12 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigten eine überlegene Verschleißbeständigkeit von 187,5 kg. Der Grund, warum besonders diese Stähle die ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit zeigen, liegt darin, daß kornförmiges Chromcarbonitrid oder Chromnitrid, das kaum an dem gegenüberliegenden Bauteil haftet, ein wenig von der Matrix an der Gleitfläche vorsteht und eine Haftung der Matrix an dem gegenüberliegenden Bauteil verhindert. Spuren des Haftens, wenn dieses zwischen dem gegenüberliegenden Bauteil und der Matrix auftritt, werden durch das kornartige Chromcarbonitrid oder Chromnitrid weggeschnitten. Dadurch wird das Auftreten eines starken Festfressens verhindert.
Die Festfreßbelastungen der Stähle A20 bis A34 betrugen 137,5 bis 150,0 kg für gequenchte und getemperte Proben und 167,5 bis 187,5 kg für gasnitridierte Proben. Dies steht jeweils im Gegensatz zu den Werten von 100,0 kg und 137,5 kg bei den Proben der herkömmlichen Stähle. In beiden Fällen der gequenchten und getemperten Proben und der gasnitridierten Proben wurde bestätigt, daß die Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit aufweisen.
Beim Einpassen eines Kolbenrings in die Kolbenringnut eines Kolbens wird der Fugenraum des Kolbenrings, der eine gegebene radiale Dicke (Größe T, mm) aufweist, auf das Zehnfache der radialen Dicke vergrößert (nachfolgend einfach bezeichnet als 10 T). Daher muß der Kolbenring wenigstens eine Paßfestigkeit von mehr als 10 T aufweisen. Obwohl Kolbenringe, die aus den gequenchten und getemperten Proben hergestellt werden, eine ausreichende Paßfestigkeit zeigen, zeigen Kolbenringe, die aus der nitridierten Probe des Stahls B1 gemäß dem Stand der Technik hergestellt werden, eine Rand-Paßfestigkeit aufgrund der brüchigen, diffusionsgehärteten Schicht von 11 bis 13 T und können unter bestimmten Variationen des Materials und bei Vergrößerung des Fugenraums brechen. Im Fall der Stähle der vorliegenden Erfindung weisen andererseits Kolbenringe für einen Bohrungsdurchmesser von 86 mm (B-Maß: 2,0 mm, T-Maß: 3,15 mm; und Nitridiertiefe: 90 um) wie in Tabelle 2 gezeigt eine überlegene Paßfestigkeit von wenigstens 20 T auf, im Gegensatz zu 11 bis 13 T beim Stahl B1 des Standes der Technik.
Die Härten gasnitridierter Proben sind ebenfalls in Tabelle 2 gezeigt. Während Stahl B1 gemäß dem Stand der Technik eine Härte von 1.180 zeigte, hatten die Stähle A20 bis A34 gemäß der vorliegenden Erfindung eine Härte von 1.305 bis 1.450. Dies bestätigt die hohe Härte der nitridierten Stähle der vorliegenden Erfindung.
Kolbenringe, bei denen es auf Ermüdungsfestigkeit ankommt, beispielsweise Ringe des Typs T-Ring (keystone ring), unterliegen einem Bruch, insbesondere in dem Fall, in dem ein sprödes Material wie beispielsweise ein gasnitridiertes Material verwendet wird, und in dem Fall, in dem eine spröde Verbundplattierung auf eine Oberfläche zur Erzielung eines Gleitkontakts mit der Zylinderwandung aufgebracht wird. Gasnitridierte Kolbenringe wurden Ermüdungstests in einer verdünnten wäßrigen Schwefelsäurelösung unter einer Amplitudenbelastung von 50 kgf/mm unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Während Stahl B1 des Standes der Technik eine Ermüdungsfestigkeit von 2 · 10&sup5; zeigte, zeigten alle Stähle A05, A06 und A12 der vorliegenden Erfindung eine Ermüdungsfestigkeit von 5 · 10&sup5;; der Stahl A16 zeigte eine Ermüdungsfestigkeit von 1 · 10&sup6;; die Stähle A17 und A18 zeigten eine Ermüdungsfestigkeit von 2 · 10&sup6;; und der Stahl A19 zeigte eine Ermüdungsfestigkeit von 3 · 10&sup6;. Dies zeigt eine erhebliche Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit an. Die ausgezeichneten Werte der Paßfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit sind der Festigung der Matrix des gasnitridierten, diffusionsgehärteten Materials bei Zugabe von 19,5 bis 25,0% Cr zuzuschreiben.
Aus dem Stahl A21 gemaß der vorliegenden Erfindung gebildete Kopfringe und aus dem Stahl A14 gemäß der vorliegenden Erfindung (der sich von dem Stahl A21 nur darin unterschied, daß Stahl A14 kein A1 enthielt) hergestellte Kopfringe wurden individuell in Kolben einer 2.000 cm³-Reihen-Vierzylinder-Verbrennungskraftmaschine eingepaßt, und es wurde ein 150 h dauernder Haltbarkeitstest durchgeführt. Im Anschluß an diesen Test wurde der Abriebverlust der Zylinderbohrung, die mit dem Kopfring aus dem Stahl A14 verwendet worden war, als 1,00 angenommen, und der Abriebverlust der Zylinderbohrung, die mit dem Kopfring aus dem Stahl A21 verwendet worden war, wurde angegeben als Verhältnis zum vorstehend genannten Abriebverlust. Das Ergebnis ist in Tabelle 3 gezeigt.

Tabelle 3

Stahl A21 Stahl A14
Abriebverhältnis der Zylinderbohrung
Wie aus Tabelle 3 ersichtlich ist, erzeugten die aus dem A1 enthaltenden Stahl A21 hergestellten Kolbenringe einen geringeren Abriebverlust der Zylinderbohrung, verglichen mit den Kolbenringen aus dem Stahl A14, der kein Al enthielt. Dies ist zurückzuführen auf die Sphäroidisierung der Carbidteilchen und die Vereinheitlichung des Carbidteilchen- Durchmessers (Reduktion der Menge an groben Carbidteilchen) im Anschluß an das Quench- und Temperverfahren, den Anstieg der Härte des nitridierten Materials durch Fällung feiner Teilchen aus AlN beim Gasnitridieren oder dergleichen.
Die Gründe für die oben gezeigten Testergebnisse werden nachfolgend im einzelnen erklärt, und zwar auf der Basis der Fig. 1 bis 5 und der Tabelle 4.
Fig. 1 ist eine Mikrophotographie (Vergrößerung: 400-fach), die die Metallstruktur des Stahls A21 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt. Fig. 2 ist eine Mikrophotographie (Vergrößerung: 400-fach), die die Metallstruktur des Stahls A14 zeigt. Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Carbidteilchen-Durchmesser von wenigstens 2 um und dem Flächenverhältnis für die Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt. Tabelle 4 zeigt einen Vergleich zwischen den Stählen A21 und A14 gemäß der vorliegenden Erfindung in bezug auf den mittleren Teilchendurchmesser von Carbiden und das
Flächenverhältnis (Verhältnis der Fläche von Carbidteilchen, die in dem Feld zugegen sind, wenn dieses unter einem Mikroskop betrachtet wird).

Tabelle 4

Stahl A21 Stahl A14
mittlerer Teilchendurchmesser (um)
Flächenverhältnis von Carbidteilchen mit wenigstens 8 um Durchmesser (%)
Wie klar aus Fig. 1 und den Tabelle 3 und 4 ersichtlich ist, sind in dem Al enthaltenden Stahl A21 in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Chromcarbidteilchen in bezug auf ihre Form etwas gerundet, verglichen mit denen im Stahl A14, der kein Al enthält. Das Flächenverhältnis grober Carbidteilchen des Stahls A21 (0,54%) weist einen so niedrigen Wert wie 0,058% des Werts des Stahls A14 auf, so daß der Abrieb der Zylinderbohrung in dem Stahl A21 auf 4/5 gesenkt werden kann, verglichen mit dem Wert im Stahl A14.
Die Zugabe von A1 weist - im Unterschied zur Zugabe der anderen Carbid-bildenden Elemente (C, Cr, Mo, V, Nb, W) die vorteilhaften Merkmale auf, daß eine gewünschte merkliche Verbesserung der Verschleißbeständigkeit und Reibungsverschleißbeständigkeit erreicht werden kann durch die Zugabe einer kleinen Menge A1. Außerdem verhindert die Zugabe von A1 die Erhöhung des Zylinderbohrungsabriebs und ruft keine wesentliche Verschlechterung der Heißbearbeitbarkeit hervor.
Die oben angegebenen Wirkungen, die mit den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten werden, werden nachfolgend in weiteren Einzelheiten erklärt, und zwar im
Zusammenhang mit der Anwendung der Stähle auf Kolbenringe.

(1) Kopfring (erster Verdichtungsringe

Fig. 4 zeigt eine perspektivische Ansicht eines Kopfrings 10. Von den Kolbenringen ist es für den Kopfring am strengsten gefordert, daß dieser eine gute Verschleißbeständigkeit aufweist, wobei der erforderliche Wert in weitem Umfang abhängt von der Verbrennungskraftmaschine, in der der Kopfring verwendet werden soll. Ein Kopfring, der aus dem herkömmlichen nicht-rostenden, martensitischen 13Cr-Stahl hergestellt ist, unterliegt einem Verschleiß, wenn er ohne Gasnitridierbehandlung verwendet wird. Daher wurde der Kopfring aus nicht-rostendem martensitischem 13Cr-Stahl nach einem Gasnitridieren des Kopfrings oder Oberflächenbehandeln der Oberseite des Rings nur in einem Oberflächenbereich, der in Gleitkontakt mit der Zylinderbohrung kommen soll, durch Hartchrom- Plattierung, thermisches Sprühen, Verbundstoffplattieren mit einem Material auf NiP- Basis oder dergleichen verwendet.
Der aus dem Stahl gemaß der vorliegenden Erfindung hergestellte Kopfring zeigt selbst nach Quenchen und Tempern eine Verschleißbeständigkeit, die der des gasnitridierten Produkts aus nicht-rostendem, martensitischem 13Cr-Stahl vergleichbar ist und kann daher in zufriedenstellender Weise verwendet werden, wie er ist. Selbst bei Verbrennungskraftmaschinen mit strengeren Erfordernissen an die Verschleißbeständigkeit ergibt der Stahl der vorliegenden Erfindung, wenn er oberflächenbehandelt ist, eine Verschleißbeständigkeit, die der des Hartchrom-plattierten herkömmlichen Stahls überlegen ist und führt zu guten Ergebnissen ohne Erzeugen eines Verschleißes.
Hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit ist auch der herkömmliche nicht-rostende martensitische 13Cr-Stahl nicht notwendigerweise zufriedenstellend, und es war allgemeine Praxis, eine große Nitridiertiefe von 90 oder 120 um bei dem Kopfring, der in Maschinen mit strengeren Erfordernissen verwendet werden sollte, bereitzustellen. Jedoch führt ein Anstieg der Nitridiertiefe zu einer Verringerung der Ermüdungsfestigkeit und Einpaßfestigkeit am Fugenraum 12 des Rings 10, und dies kann zu einem Brechen des Rings führen.
Andererseits weist der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine verbesserte Festigkeit auf und ist selbst bei derselben Nitridiertiefe wie im Stand der Technik frei vom Problem eines Ringbruchs. Außerdem kann aufgrund der deutlichen Verbesserung der Verschleißbeständigkeit die Nitridiertiefe gesenkt werden, was zu einer noch höheren Festigkeit, einer kürzeren Gasnitridierzeit und einer leichteren Massenproduktion der Kopfringe führt. Nebenbei minimiert die Senkung des Verschleißverlusts die Verschlechterung des Ölverbrauchs-Verhaltens und des mit Verschleiß verbundenen Leckgas-Verhaltens und beugt damit einer Verschlechterung der Gesamt-Maschinenleistung vor.

(2) Ölring

Bei einem Ölring tritt ein hoher Kontaktflächen-Druck aufgrund von Spannung auf. Ein derartiger Ölring kann in bestimmten Maschinen stärker verschleißen als ein Kopfring. Da eine Verringerung des Kontaktflächen-Drucks aufgrund von Verschleiß den Ölverbrauch erhöht, sind die Verschleißbeständigkeitsanforderungen für die Ölringe sehr streng. Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine herausragende Verschleißbeständigkeit auf und ist in der Lage, den Erfordernissen zu genügen.
Fig. 5 ist eine Querschnittsansicht eines Ölrings 30 des Typs, der aus einer Kombination von drei Stücken besteht, im Gleitzustand. In der Figur sind gezeigt eine Ölringnut eines Kolbens, eine Zylinderbohrung 18, Seitenteile 20 und ein Abstands-Dehnstück 22. Für die Seitenteile 20 dieses Typs Ölring 30 beträgt die Nitridiertiefe, wenn ein Nitridiervorgang durchgeführt wird, maximal 30 bis 60 um aufgrund der Beschränkung, die derartigen Teilen zum Erhalt einer hohen Festigkeit auferlegt ist. In einer über eine lange Zeit verwendeten Maschine sind daher die Verschleißbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit des Basisstahls (gequenchter und getemperter Stahl), der aufgrund von Abrieb des nitridierten Materials ungeschützt ist, wichtige Faktoren. Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung ergibt in diesem Punkt gute Ergebnisse, wie dies oben im Zusammenhang mit dem Kopfring beschrieben wurde.
Im Fall des Ölrings 30 des Typs, der aus einer Kombination von drei Stücken besteht, ist es erforderlich, daß nicht nur der Oberflächenbereich, der im Gleitkontakt mit der Zylinderbohrung 18 steht, sondern auch die Kontaktbereiche zwischen den Seitenteilen 20 und den Ösenbereichen des Abstands-Dehnstücks 22 eine gute Verschleißbeständigkeit aufweisen. Dieses Erfordernis wird durch den Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung ebenfalls erfüllt.
Im nächsten Schritt wurden unter Verwendung der Stähle A02 und A05 gemäß der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsstahls B3 (entsprechend SKD 11) Kniehebel- Dämpfer hergestellt. Diese Dämpfer wurden einem Schritt des Quenchens und Temperns und im Anschluß daran einem Vorgang des Nitridierens in einem Salzbad bei 530 bis 590 ºC über die Zeit von 3 Stunden unterworfen. Die so erhaltenen Kniehebel-Dämpfer wurden einem Motorbetriebstest unter den folgenden Bedingungen unterworfen:

Motorbetriebstest

Umdrehungsgeschwindigkeit der Verbrennungskraftmaschine: 2000 Upm
Zeit: 200 h
Ventilfeder-Belastung: mehr als 150% (verglichen mit der Paßbelastung einer in Massenproduktion hergestellten Maschine)
Schmieröl: durch Langzeit-Gebrauch qualitativ verschlechtertes Öl
Nockenwelle (gegenüberliegendes Material): Gußeisenlegierung
Der Abriebverlust an der Gleitfläche jedes der Kniehebel-Dämpfer und der Nockenwelle wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5 Stahl im Test Abriebverlust des Kniehebel-Dämpfers der Nockenwelle
Tabelle 6 zeigt einen Vergleich zwischen den Stählen A02 und A05 gemäß der vorliegenden Erfindung und dem Vergleichsstahl B3 in bezug auf das Flächenverhältnis der Carbidteilchen. Tabelle 6 Stähle im Test Flächenverhältnis von Carbidteilchen mit einem Durchmesser von wenigstens 2 um 8 um
Wie aus den Tabellen 5 und 6 ersichtlich ist, zeigen die Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung in bezug auf den Abriebverlust eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit, verglichen mit dem Abriebverlust des herkömmlichen Stahls. Der Grund für die exzellente Verschleißbeständigkeit der Stähle gemaß der vorliegenden Erfindung wird darin gesehen, daß die Verschleißbeständigkeit aufgrund der Bildung einer erhöhten Menge an Carbiden und aufgrund des Rückgangs des angreifenden gegenüberliegenden Materials aufgrund der Verfeinerung der Carbidteilchen (Rückgang der Menge an groben Carbiden) gesteigert wird.
Außerdem wurden unter Verwendung des Stahls A05 gemäß der vorliegenden Erfindung und der herkömmlichen Stähle B4 (SCr 415) und B5 (SCM 440) Ritzelwellen hergestellt. Die aus den Stählen A05 und B5 hergestellten Ritzelwellen wurden nach dem Quenchen und Tempern einer Gasweichnitridierbehandlung unterworfen. Die aus dem Stahl B4 hergestellte Ritzelwelle wurde einem Schritt der Carburierung (Carbid-Härtung), einem Schritt des Quenchens und einem Schritt des Temperns unterworfen, nicht jedoch einem Nitridierschritt. Danach wurden die so erhaltenen Ritzelwellen in der Differentialgetriebe- Anordnung eines Kraftfahrzeugs mit vorn liegendem Motor und mit Frontantrieb zusammengebaut. Es wurde ein Testdurchgang mit jeder der Ritzelwellen bei der Bedingung durchgeführt, bei der sich Getriebezahnräder relativ und aktiv auf der Ritzelwelle aufgrund der Differentialbewegung bewegen. Nach dem Betriebstest über 50.000 km wurde jede Ritzelwelle aus der Differentialgetriebe-Anordnung ausgebaut, und die Abriebverluste wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 gezeigt.
Wie aus Fig. 6 ersichtlich ist, beträgt der Abriebverlust der aus dem Stahl A05 gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Ritzelwelle 5 um, was einen Wert darstellt, der so niedrig ist wie 1/5 bis 1/8 der Werte bei herkömmlichen Stählen. Demgegenüber beträgt der Abriebverlust der aus den herkömmlichen Stählen B4 und B5 (Gasweichnitridiert) hergestellten Stähle 40 um bzw. 25 um und ist damit recht hoch.
Proben, die aus den wie oben beschrieben hergestellten Ritzelwellen hergestellt waren, wurden dem Kolbenfresser-Test unterworfen. Kolbenfresser-Tests wurden durchgeführt, indem man Reibungsabriebtester des Labor-Typs mechanisch unter den früher beschriebenen Bedingungen testete. Die gemessenen Werte der Festfreßbelastung sind in Fig. 7 gezeigt. Es ist anzumerken, daß ein Festfressen nicht bei Ritzelwellen auftritt, die aus den Stählen hergestellt sind, die eine Abriebbelastung von mehr als 250 kg (erforderlicher Wert) in Übereinstimmung mit diesem Test zeigen, selbst wenn die Ritzelwellen Bedingungen unterworfen werden, bei denen sie unter Betriebsbedingungen von Kraftfahrzeugen arbeiten müssen, bei denen eine Bewegung des Differentials häufig auftritt. Dementsprechend bestätigen die Ergebnisse die ausgezeichnete Festfreßbeständigkeit der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung.
Tabelle 7 zeigt einen Vergleich zwischen den Stählen A03, A05 und A26 gemäß der vorliegenden Erfindung und den herkömmlichen Stählen B4 und B5 im Hinblick auf den Abriebverlust, der gemessen wurde nach dem Betriebstest, und der Festfreßbelastung, die gemessen wurde bei dem Reibungsabriebtest.

Tabelle 7

Abriebverlust (um) Festfreßbelastung (kg)
Wie aus Tabelle 7 ersichtlich ist, zeigen im Hinblick auf den Abriebverlust die Stähle gemaß der vorliegenden Erfindung eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit, verglichen mit dem Abriebverlust der herkömmlichen Stähle B4 (carburisierter Stahl) und B5 (gas-weich-nitridierter Stahl). Außerdem ist die Festfreßbelastung der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung ausgezeichnet, verglichen mit der Festfreßbelastung der herkömmlichen Stähle.
Eine Ritzelwelle, die hergestellt wurde aus einem Stahl, der - auf das Gewicht bezogen - 0,55 bis 1 , 10% C und 19,5 bis 25,0% Cr einschloß und feine Chromcarbidteilchen eines Durchmessers von 2 bis 12 um aufwies, die in der gequenchten und getemperten Martensit-Struktur bei einem Flächenverhältnis von 0,2 bis 8,0% dispergiert waren, und der eine Nitridschicht von mehr als 2 um Dicke auf seiner Oberfläche und eine Diffusionsschicht von mehr als 20 um unter der Nitridschicht aufwies, die durch Weichnitridierbehandlung erhalten worden war, zeigte ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Festfreßbeständigkeit. Es wird davon ausgegangen, daß der Grund für die ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Festfreßbeständigkeit der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung darin liegt, daß die Stähle erhalten werden bei Existenz feiner Chromcarbidteilchen eines Durchmessers von 2 bis 12 um, die gebildet werden durch Weichnitridierbehandlung und durch die Existenz wellenförmiger Ausscheidungen (von denen angenommen wird, daß sie Korngrenzen-Cementit sind), die von Kohlenstoff gebildet werden, der aus Carbiden austrat.
Obwohl der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine zufriedenstellende Verschleißbeständigkeit selbst dann zeigt, wenn er so verwendet wird, wie er ist, kann die Wirkung merklich verstärkt werden durch eine Oberflächenbehandlung wie beispielsweise Nitridieren, Plattieren und thermisches Sprühen. Es ist bevorzugt, den Stahl gemäß der Erfindung vor dem Nitridieren einer Hitzebehandlung zu unterwerfen. Die Hitzebehandlung kann beispielsweise eine Behandlung des Quenchens und Temperns sein (wobei die nachfolgende Nitridierung auch als Temperschritt dient). Die Nitridier-Behandlung, die an einer Oberfläche des Stahls einschließlich des Oberflächenbereichs durchgeführt wird, der in Gleitkontakt gebracht werden soll, kann irgendeine der Behandlungsarten des Gasnitridierens, Gasweichnitridierens, Salzbad-Nitridierens, Tufftridings und Ionennitridierens sein.
Wie im einzelnen oben beschrieben wurde, enthält der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine erhöhte Menge an Cr zur weiteren Erhöhung der Verschleißbeständigkeit und Lebensdauer der herkömmlichen martensitischen nicht-rostenden Stähle. Der Stahl zeigt die Bildung von Chromcarbid in einer größeren Menge als in den herkömmlichen Stählen und eine bemerkenswerte Verstärkung der Verschleißbeständigkeit, die durch Sphäroidisieren der Carbidteilchen und Vereinheitlichung der Teilchengröße erreicht wird. Durch Beschränkung der Gehalte an C, Si und Mn und durch Zugabe von Ni, Mo, V oder Nb zeigt der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine weiter erhöhte Verschleißbeständigkeit, Reibverschleißbeständigkeit, Paßbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit, wobei er die gute Hochtemperaturbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Reibbeständigkeit der herkömmlichen Stähle beibehält. Wenn der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung für Kolbenringe verwendet wird, wird eine längere Nutzungsdauer der Kolbenringe sichergestellt. Die obengenannten Wirkungen werden weiter verstärkt durch eine Oberflächenbehandlung wie beispielsweise Nitridieren, Plattieren und thermisches Sprühen, die auf den Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung aufgebracht wird.
Außerdem basiert der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung auf der Zugabe von 0,05 bis 1,10% Al wobei der optimale Bereich des Al-Gehalts in Verbindung mit den Gehalten an C, Si, Mn, Cr oder dergleichen gefunden wird. Dadurch werden Carbidteilchen sphäroidisiert, und die Teilchengröße wird vereinheitlicht, was zu höherer Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbeständigkeit führt. Durch eine Oberflächenbehandlung wie beispielsweise Gasnitridieren wird Al, das in der Matrix gelöst ist, in Form feiner AlN- Teilchen ausgeschieden, was zu einer weiteren Verbesserung der Verschleißbeständigkeit und Reibverschleißbestandigkeit führt. Außerdem treten bei dem Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung viele andere Wirkungen auf, die bemerkenswert die Paßfestigkeit von Kolbenringen erhöhen. Diese zeigen eine hohe Härte und sind solchen aus herkömmlichen Stählen hinsichtlich der Ermüdungsfestigkeit überlegen.

Claims

1. Stahl mit guter Verschleißbeständigkeit, welcher - bezogen auf das Gewicht - umfaßt:

0,55 bis 1,10% C;

0,1 bis 0,52% Si;

0,1 bis 2,0% Mn;

mehr als 20 bis 25% Cr;

gegebenenfalls eines der folgenden Elemente:

0,2 bis 2,0% Ni;

0,2 bis 3,0% Mo;

0,1 bis 1,5% V;

0,05 bis 0,70% Nb;

0,2 bis 2,0% Cu;

wobei der Rest Eisen plus unvermeidbare Verunreinigungen ist.

2. Stahl mit guter Verschleißbeständigkeit, welcher - bezogen auf das Gewicht - umfaßt

0,55 bis 1,10% C;

0,1 bis weniger als 1,0% Si;