EP0925377A1 - Verschleissbeständige nockenwelle und verfahren zu ihrer herstellung - Google Patents

Verschleissbeständige nockenwelle und verfahren zu ihrer herstellung

Info

Publication number
EP0925377A1
EP0925377A1 EP97943775A EP97943775A EP0925377A1 EP 0925377 A1 EP0925377 A1 EP 0925377A1 EP 97943775 A EP97943775 A EP 97943775A EP 97943775 A EP97943775 A EP 97943775A EP 0925377 A1 EP0925377 A1 EP 0925377A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
wear
energy source
camshaft
energy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP97943775A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0925377B1 (de
Inventor
Berndt Brenner
Andreas Wetzig
Dietmar Naunapper
Carsten Duschek
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Original Assignee
Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV filed Critical Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Publication of EP0925377A1 publication Critical patent/EP0925377A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0925377B1 publication Critical patent/EP0925377B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L1/00—Valve-gear or valve arrangements, e.g. lift-valve gear
    • F01L1/02—Valve drive
    • F01L1/04—Valve drive by means of cams, camshafts, cam discs, eccentrics or the like
    • F01L1/047—Camshafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D5/00—Heat treatments of cast-iron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/007—Ledeburite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics

Definitions

  • the invention relates to the production of highly wear-resistant ledeburitic surface layers of machine components made of cast iron. Objects in which their application is possible and expedient are all cast iron components subject to lubrication sliding wear.
  • the invention is particularly advantageous for the production of engine components, such as. B. camshafts, rocker arms, rocker arms, cylinder liners or the like can be used.
  • Ledeburitic surface layers have a very good wear resistance with sliding wear under hydrodynamic or mixed friction conditions.
  • the cams produced in this way have a coarse solidification structure, which consists of relatively coarse ledeburitic cementite and pearlite in the metallic matrix.
  • tempering zones arise which are characterized by property-related unfavorable damage to the remelting structure due to the renewed exposure to temperature as a result of the slow oscillation of the TIG torch.
  • a disadvantage of cams produced in this way is that the wear resistance is too low.
  • the reason for the low wear resistance lies in the coarse structure and the additional coarsening of the structure within the tempering zone.
  • the umgeschmotze ⁇ e ⁇ cam areas consist of a 0.3 mm to about 0.8 mm deep remelt zone.
  • the remelting zone contains ledeburitic cementite and pearlite in the metallic matrix.
  • a newly periitized zone of slightly higher hardness than that of the initial state is formed. The hardness drop starts directly at the edge of the melting zone and is relatively rugged.
  • cams produced in this way are that they do not achieve the wear resistance that is actually possible for such finely dispersed microstructure formation of the ledeburitic cementite.
  • the reason for this is that the pearlite in the metallic matrix has a lower wear resistance than the cementite and therefore represents the weak point of the structure.
  • the deficiency of the process is that pearlite is formed both within the remelting zone and in the re-austenitizing zone below.
  • a surface layer structure that is optimal for wear stress requires a layer structure consisting of a thin layer near the surface, which is able to absorb the adhesive loads, plastic deformations and cyclic elastic-plastic micro-expansions that occur with the tribological load, and an underlying support layer, which supports the stresses due to the Hertz pressure.
  • This support layer can only be formed by a remelting layer. The greater remelting depth required for this leads to economic disadvantages because of the lower feed rate required for this.
  • a cam with a surface layer structure which is better adapted to the wear load became known from PS EP 0 161 624.
  • the cam edge layer contains a cementite layer with a large proportion of cementite and underneath a martensitic layer, the remelting layer having a depth of 0.3 to 1.5 mm and the hardening zone underneath having a thickness of 0.3 to 2.0 mm.
  • the method consists in melting the cams without preheating using a TIG arc and then solidifying them by self-quenching.
  • a subsequent PS EP 0 194 506
  • additional cooling is carried out through the central oil hole with water or a water-air mixture in the longitudinal axis of the camshaft.
  • Preheating can be dispensed with without any consequences for the formation of cracks, since a very low output of 1360-2600 W is used at very low rotational speeds of 0.7 to 1.0 rpm. This corresponds to feed speeds of 80 to 130 mm / min. At these minor Feed speeds run the introduced heat in front of the remelting spot and penetrates very deeply into the cam during remelting. The quenching speed is reduced so much that the cracking tension is no longer reached during cooling. However, the solidification speed also reduces the solidification speed. which leads to a coarser formation of the ledeburitic cementite compared to laser or electron beam remelted cams
  • cams treated in this way have improved wear resistance compared to cams remelted with TIG. This can only be due to the fact that the pearlite formed in the metallic matrix is significantly more finely striped due to the higher cooling rate when it is formed. However, the potential for improving the properties through finely dispersed cementite formation cannot be used.
  • cams produced in this way are therefore that they do not have wear-optimized outer layers.
  • the reason for this is the relatively coarse formation of the solidification structure due to the narrow rate of solidification and the formation of tempering zones
  • the aim of the invention is to propose a camshaft that is better protected against sliding wear and a method for its production
  • the invention is based on the object, a microstructure and an edge layer structure for camshafts and similarly loaded components made of cast iron To be specified to better meet the conditions of use of sliding wear with high stresses under hydrodynamic or mixed friction conditions. Furthermore, a method is to be specified which works for setting finely dispersed structures with high power densities, avoids cracking even without thorough preheating and at the same time largely suppresses the formation of coarse pearlites by a relatively high cooling rate between 600 ° C and 350 ° C.
  • this object is achieved with a wear-resistant camshaft made of cast iron, the edge layer of which consists of a ledeburitic remelting layer with a high cementite content and an underlying martensitic hardening zone, as shown in claims 1 and 2.
  • the remelting layer consists of finely dispersed ledeburitic cementite with wall thicknesses of £ 1 ⁇ m and a metallic matrix made of a phase mixture of martensite and / or bainite, residual austenite and less than 20% fine-streaked pearlite with a lamella spacing ⁇ 0.1 ⁇ m.
  • the hardening layer underneath consists of a phase mixture of martensite and / or bainite, dissolved pearlite and residual austenite.
  • the depths t s of the remelting layer specified in claim 2 are somewhat smaller according to the invention than known according to the prior art and thus use the supporting effect of the layer below in an economically advantageous manner.
  • the object is achieved by a method for producing the wear-resistant camshaft with the aid of a high-energy remelting method as specified in claims 3 to 16.
  • tempering zones can be avoided due to excessive temperature fluctuations during the remelting.
  • the expedient embodiment of the invention described in claim 5 makes use of the fact that the dimensions of the energy beam in the feed direction and perpendicular to it can be set relatively flexibly and independently of one another by a rapid beam oscillation and that the temperature oscillations are small enough at the specified oscillation frequencies Avoid starting zones. As a result, short weld pool lifetimes can be achieved even with wide cams.
  • the power density distribution of the energy beam can thus be adapted to the heat dissipation conditions which change towards the cam edge and the effects of the surface tension of the melt.
  • Claims 6 and 8 to 13 indicate cheap energy sources which can be used according to the invention.
  • Claims 14 and 15 make advantageous use of the fact that the structure of the structure which is essential for the sliding wear properties can be significantly changed via relatively small changes in the chemical composition of the cast iron.
  • FIG. 1 The associated drawings show the superimposition of two short-term temperature cycles according to the invention (FIG. 1) and a schematic comparison of the temperature-time profile according to the invention with those known from the prior art (FIG. 2).
  • a cast iron camshaft with a chemical composition of 2.5 ... 3.2% C; 1.6 ... 2.5% Si; 0.3 ... 1.0% Mn; ⁇ 0.2% P; ⁇ 0.12% S; ⁇ 0.6% Cu; ⁇ 0.15% Ti; ⁇ 0.2% Ni; ⁇ 0.3% Cr; ⁇ 0.3% Mo; S c ⁇ 0.9 should be provided with an optimally wear-resistant and economically producible surface layer.
  • the cam diameter is 36 mm and the cam width is 14 mm.
  • the hardness of the initial structure is 250 HV 0.05.
  • the graphite formation is lamellar, the matrix almost completely pearlitic.
  • the realized temperature-time profile is shown schematically in FIG.
  • Inductive energy input is selected as the method for generating the temperature-time cycle T1.
  • the generator is an MF generator and has a frequency of 10 kHz.
  • the inductor is a single-winding ring inductor with a winding thickness of 8 mm x 8 mm and a coupling distance of 2.0 mm.
  • a 5.0 kW CO 2 laser serves as the energy source for generating the temperature-time cycle T2.
  • the laser beam is focused with an off-axis parabolic mirror with a focal length of 400 mm.
  • the cam surface is 30 mm out of focus.
  • the camshaft After the camshaft has been clamped in, it is rotated at a speed of 300 rpm.
  • the induction generator is rated at 70 kW set.
  • the power density p 1 is 4000 W / cm 2.
  • the laser is switched on as energy source S 2 .
  • the laser beam has the dimensions 16 mm x 2.5 mm, which leads to an average power density at the beam exit of approximately 1.15 • 10 4 W / cm 2 .
  • a CNC-programmed rotary movement of the cam is started with a relative feed speed of the laser beam of 600 mm / min as well as the corresponding compensating movements of the z-axis to keep the focus distance constant and the y-axis to ensure the vertical beam incidence
  • the cam After switching off the laser, the cam cools in air. Because the temperature field of the inductive preheating at the beginning of the laser beam melting only reached about 3 mm into the cam, self-quenching is sufficient to suppress continuous or coarse pearlite formation
  • the result of the treatment is a 0.4 mm thick ledebu ⁇ tician layer with an average hardness of 780 HV0.05 It consists of finely dispersed cementite with a wall thickness of about 1 micron, residual austenite, martensite and bainite. The periite content is less than 20%. This is followed by a martensitic support layer with a thickness of 0.65 mm. In it, the hardness drops continuously from 780 HV0.05 to 400 HV0.05. It mainly consists of martensite, residual austenite, bainite and dissolved pearlite. The surface layers are free of cracks
  • Wear tests in a sliding sliding wear test showed an increase in load carrying capacity of 20% compared to conventionally preheated in the oven at 450 ° C and then laser remelted with the same parameters.
  • the contents of martensite, austenite, bainite and pearlite can be changed by varying the preheating time t-- the temperature-time cycle T 1 hm at longer times and the peak temperature T 1 max at higher temperatures.
  • a higher periite content can also be set for wear stresses at higher temperatures without violating the inventive concept.
  • the increase in the laser feed rate makes the formation of cementite even more finely dispersed.
  • FIG. 2 the method according to the invention is compared with the prior art.
  • ⁇ t 2a range Mp of periite formation Due to the long weld pool life and the low quenching rate, the cementite formation becomes very coarse.
  • Laser or electron beam remelting after conventional preheating (dash-dotted line), on the other hand, has very high heating speeds, short melt bath life and large solidification and quenching speeds, which lead to finer cementite formation because of the high

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine verschleißbeständige Nockenwelle und Verfahren zu ihrer Herstellung. Objekte, bei denen die Anwendung der Erfindung möglich und zweckmäßig ist, sind alle schmiergleitverschleißbeanspruchten Bauteile aus Gußeisen. Die verschleißbeständige Nockenwelle besteht aus Gußeisen und sie besitzt eine Randschicht aus einer ledeburitischen Umschmelzschicht mit hohem Zementitanteil und einer darunterliegenden martensitischen Härtungszone, wobei erfindungsgemäß a) die Umschmelzschicht aus feindispersen ledeburitischen Zementit mit Wandstärken ≤ 1 νm und einer metallischen Matrix aus einem Phasengemisch von Martensit und/oder Bainit, Restaustenit sowie weniger als 20 % feinstreifiger Perlit mit einem Lamellenabstand ≤ 0,1 νm besteht und b) die Härtungsschicht aus einem Phasengemisch aus Martensit und/oder Bainit, angelöstem Perlit sowie Restaustenit aufgebaut ist. Diese erfindungsgemäße verschleißbeständige Nockenwelle wird mittels eines hochenergetischen Oberflächenumschmelzverfahrens hergestellt.

Description

Verschleißbeständige Nockenwelle und Verfahren zu ihrer Herstellung
B e s c h r e i b u n g
Die Erfindung bezieht sich auf die Herstellung von hochverschleißfesten ledeburitischen Randschichten von Maschinenbauteilen aus Gußeisen. Objekte, bei denen ihre Anwendung möglich und zweckmäßig ist, sind alle schmiergleitverschleißbeanspruchten Bauteile aus Gußeisen. Besonders vorteilhaft ist die Erfindung zur Herstellung von Motorbauteilen, wie z. B. Nockenwellen, Schlepphebel, Kipphebel, Zylinderlaufbuchsen o. ä. einsetzbar.
Ledeburitische Randschichten weisen eine sehr gute Verschleißbeständigkeit bei einem Gleitverschleiß unter hydrodynamischen oder Mischreibungsbedingungen auf.
Bekannt ist, solche Schichten für Nockenwellen durch ein WIG-Umschmelzen zu erzeugen (z.B. Heck: Einfluß der Prozeßführung beim Umschmelzhärten auf die Randschichteigenschaften von Nockenwellen aus ledeburitischem Gußeisen, Dissertation München 1983). Dazu wird ein WIG-Brenner relativ langsam mit etwa 125 - 225 mm/min und quer zur Vorschubrichtung mit einer geringen Oszillationsfrequenz von etwa 0,7 - 2,2 Hz pendelnd entlang des Nockenumfanges geführt. Die eingesetzte Leistungsdichte beträgt grob etwa 3000 W/cm2. Damit werden Erwärmungsgeschwindigkeiten von etwa 200 - 750 K/s erreicht. Um Risse zu vermeiden, wird auf Temperaturen von etwa 400°C vorgewärmt.
Die so hergestellten Nocken besitzen ein grobes Erstarrungsgefüge, das aus relativ grobem ledeburitischen Zementit und Perlit in der metallischen Matrix besteht. Darüberhinaus entstehen Anlaßzonen, die durch eigenschaftsmäßig ungünstige Schädigungen des Umschmelzgefüges durch die erneute Temperaturbeaufschlagung infolge des langsamen Pendeins des WIG-Brenners charakterisiert sind.
Nachteilig wirkt sich bei so hergestellten Nocken aus, daß die Verschleißbeständigkeit zu gering ist. Die Ursache des geringen Verschleißwiderstandes liegt in der groben Gefügestruktur und der zusätzlichen Gefügevergröberung innerhalb der Anlaßzone.
RECTIFIED SHEET (RULE 91) ISA/EP Der Hauptmangel des Verfahrens besteht darin, daß die Erstarrungsgeschwindigkeit zu gering ist. Die Ursache dafür besteht in der zu geringen Leistungsdichte, die es erforderlich macht, mit relativ geringen Vorschubgeschwindigkeiten zu arbeiten.
Zur Abstellung dieses Mangels ist bekannt, zum ledeburitischen Umschmelzen von Nockenwellen auch moderne hochenergetische Randschichtumschmelzverfahren wie Laserstrahlumschmelzeπ (z.B.: M. S. Mordike: »Grundlagen und Anwendung der Laseroberflächenveredlung von Metallen«, Dissertation, Clausthal-Zellerfeld, 1991; PS DE 42 37 484) oder Elektronenstrahlumschmelzen (z.B. PS DE 43 09 870) einzusetzen. Dazu wird ein entsprechend geformter Eπergiestrahl (z.B. rechteckig; zwei in Vorschubrichtung getrennte rechteckige Bestrahlungsfelder; punktförmiges Raster; Raster mit unterschiedlichen Leistungsdichten) mit einer konstanten oder vom lokalen Krümmungsradius abhängenden Vorschubgeschwindigkeit so über die Nockenwelle geführt, daß eine über die ganze Nockenbreite reichende oder mehrere schnell in Vorschubrichtung nur gering ausgedehnte Schmelzbäder entstehen. Hierbei werden Leistungsdichten von 103 bis 105 W/cm2 verwendet. Die Vorschubgeschwindigkeiten betragen 500 bis 2500 mm/min. Zur Vermeidung von Rissen in der Schmelzzone schien es unabdingbar, durchgreifend auf Temperaturen von etwa 360 bis 550°C vorzuwärmen. Dies geschieht in der Regel in teuren Durchlauföfen.
Die umgeschmotzeπeπ Nockenbereiche bestehen aus einer 0,3 mm bis im Mittel etwa 0,8 mm tiefen Umschmelzzone. Die Umschmelzzone enthält ledeburitischen Zementit und Perlit in der metallischen Matrix. In der Zone direkt unterhalb der Schmelzzone bildet sich bei Überschreitung der Austenitisierungstemperatur wegen der langsamen Abkühlung eine neu periitisierte Zone geringfügig höherer Härte als die des Ausgangszustandes. Der Härteabfall setzt demzufolge direkt am Schmelzzonenrand ein und ist relativ schroff.
Der Mangel solcherart hergestellten Nocken besteht darin, daß sie nicht die für eine solche feindisperse Gefügeausbildung des ledeburitischen Zementits eigentlich mögliche Verschleißbeständigkeit erreichen. Die Ursache dafür liegt darin, daß der Perlit in der metallischen Matrix eine geringere Verschleißbeständigkeit als der Zementit aufweist und deshalb die Schwachstelle des Gefüges darstellt. Der Mangel des Verfahrens besteht darin, daß sowohl innerhalb der Umschmelzzone als auch der darunterliegenden Neuaustenitisierungszone Perlit entsteht. Die Ursache dafür resultiert daraus, daß wegen der hohen Vorwärmtemperaturen von 360°C bis 550°C die Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich von etwa 600°C bis 450°C trotz der hohen Erstarrungsgeschwindigkeit schon so gering ist, daß der Restaustenit vollständig zu relativ grobem Perlit zerfällt.
Ein für Verschleißbelastung optimaler Randschichtaufbau erfordert dagegen einen Schichtaufbau, bestehend aus einer dünnen oberflächennahen Schicht, die die mit der tribologischen Belastung auftretenden adhäsiven Beanspruchungen, plastischen Umformungen und zyklischen elastisch-plastischen Mikrodehnungen aufzunehmen imstande ist, und einer darunterliegenden Stützschicht, die die Spannungen infolge der Hertz'schen Pressung aufnimmt. Ein weiterer Mangel des Verfahrens besteht demzufolge darin, daß diese Stützschicht auch nur durch eine Umschmelzschicht gebildet werden kann. Die dazu notwendige größere Umschmelztiefe führt wegen der dazu notwendigen geringeren Vorschubgeschwindigkeit zu wirtschaftlichen Nachteilen.
Ein Nocken mit einem der Verschleißbelastung besser angepaßten Randschichtaufbau wurde mit der PS EP 0 161 624 bekannt. Die Nockenrandschicht enthält eine zementitische Schicht mit einem großen Anteil von Zementit und darunter eine martensitische Schicht, wobei die Umschmelzschicht eine Tiefe von 0,3 bis 1 ,5 mm und die darunterliegende Härtungszone eine Dicke von 0,3 bis 2,0 mm aufweist.
Das Verfahren besteht darin, daß ohne Vorwärmung die Nocken durch einen WIG- Bogen zum Aufschmelzen gebracht werden und anschließend durch Selbstabschrecken erstarren. In einer nachfolgenden PS (EP 0 194 506) wird zur Beschleunigung der Abkühlung zusätzlich durch die zentrale Ölbohrung mit Wasser oder einem Wasser-Luft-Gemisch in der Nockenwellenlängsachse gekühlt.
Auf die Vorwärmung kann ohne Konsequenzen für die Rißbildung verzichtet werden, da mit einer sehr geringen Leistung von 1360 - 2600 W bei sehr niedrigen Umdrehungsgeschwindigkeiten von 0,7 bis 1 ,0 U/min gearbeitet wird. Diese entspricht etwa Vorschubgeschwindigkeiten von 80 bis 130 mm/min. Bei diesen geringen Vorschubgeschwindigkeiten lauft die eingebrachte Warme vor dem Umschmelzfleck her und dringt wahrend des Umschmelzens auch sehr weit in den Nocken ein Dadurch wird die Abschreckgeschwindigkeit so weit reduziert, daß die Rißbildungsspannung wahrend der Abkühlung nicht mehr erreicht wird Durch die geπnge Vorschubgeschwindigkeit wird jedoch auch die Erstarrungsgeschwindigkeit reduziert, was zu einer gröberen Ausbildung des ledeburitischen Zementits im Vergleich zu laser- oder elektronenstrahlumgeschmolzenen Nocken fuhrt
Solcherart behandelte Nocken weisen trotz der geπngen Abkuhlgeschwindigkeit gegenüber den mit Vorwarmung WIG-umgeschmolzenen Nocken eine verbesserte Verschleißbestandigkeit auf. Das kann nur daran liegen, daß der sich in der metallischen Matπx ausgebildete Perlit wegen der bei seiner Entstehung höheren Abkühlgeschwindigkeit deutlich feinstreifiger ausbildet Das Potential der möglichen Eigenschaftsverbesserung durch eine feindisperse Zementitausbildung kann jedoch nicht genutzt werden.
Der Mangel solcherart hergestellten Nocken besteht demzufolge dann, daß sie keine verschleißoptimaien Randschichten besitzen. Die Ursache dafür besteht in der relativ groben Ausbildung der Erstarrungsstruktur infolge der geπngen Erstarrungsgeschwindigkeit und der Ausbildung von Anlaßzonen
Der Mangel des Verfahrens besteht dann, daß infolge der geπngen Leistungsdichte und der langsamen Vorschubgeschwindigkeit ein für eine feindisperse Gefugeausbildung zu geringe Erstarrungsgeschwindigkeit entsteht Ein weiterer Mangel besteht dann, daß das Gefuge makroskopisch inhomogen ist und periodisch noch gröbere Gefugestrukturen aufweist Die Ursache dafür besteht in der erneuten lokalen Temperaturbeaufschlagung schon starker abgekühlter Bereiche bis weit über die Austemtisierungstemperatur infolge der sehr langsamen Oszillationsbewegung des WIG-Brenners
Ziel der Erfindung ist es, eine vor Gleitverschleiß besser geschützte Nockenwelle sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung vorzuschlagen
Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, eine Gefugeausbildung und einen Randschichtaufbau für Nockenwellen und ähnlich belastete Bauteile aus Gußeisen anzugeben, die den Einsatzbedingungen einer Gleitverschleißbelastung mit hohen Belastungsspannungen unter hydrodynamischen oder Mischreibungsbedingungen besser gerecht zu werden. Weiterhin soll ein Verfahren angegeben werden, das zur Einstellung feindisperser Gefüge mit hohen Leistungsdichten arbeitet, auch ohne eine durchgreifende Vorwärmung die Rißbildung vermeidet und gleichzeitig durch eine relativ hohe Abkühlgeschwindigkeit zwischen 600°C und 350°C die Bildung groben Perlits weitgehend unterdrückt.
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe mit einer verschleißbeständigen Nockenwelle aus Gußeisen, deren Randschicht aus einer ledeburitischen Umschmelzschicht mit hohem Zementitanteil und einer darunterliegenden martensitischen Härtungszone besteht, wie in den Ansprüchen 1 und 2 dargestellt, gelöst.
Die Umschmelzschicht besteht aus feindispersem ledeburitischen Zementit mit Wandstärken £ 1 μm und einer metallischen Matrix aus einem Phasengemisch von Martensit und/oder Bainit, Restaustenit sowie weniger als 20 % feinstreifigen Perlit mit einem Lamellenabstand < 0,1 μm. Die darunterliegende Härtungsschicht besteht aus einem Phasengemisch von Martensit und/oder Bainit, angelöstem Perlit sowie Restaustenit.
Die in Anspruch 2 angegebenen Tiefen ts der Umschmelzschicht sind erfindungsgemäß etwas kleiner als nach dem Stand der Technik bekannt und nutzen damit die Stützwirkung der darunterliegenden Schicht in wirtschaftlich vorteilhafter Weise aus.
Weiterhin wird die Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung der verschleißbeständigen Nockenwelle mit Hilfe eines hochenergetischen Umschmelzverfahrens wie in den Ansprüchen 3 bis 16 angegeben, gelöst.
Durch die in Anspruch 3 dargelegte erfindungsgemäße Überlagerung von zwei Kurzzeit-Temperatur-Zyklen T1 und T2 gelingt es, den bisher immer bestehenden Widerspruch nach Forderung einer hohen Erstarrungs- und Abschreckgeschwindigkeit sowie einer relativ hohen und einstellbaren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 600°C und 350°C einerseits und der Forderung nach einer geringen Abkühlgeschwindigkeit unterhalb von etwa 300°C zu lösen.
RECTIFIED SHEET (RULE 91) ISA/EP Dadurch wird einerseits eine feindisperse Erstarrungsstruktur sowie ein feindisperser Ablauf der Festumwandlungen bei einer einstellbaren und relativ starken Unterdrückung der Bildung groben Perlits möglich. Andererseits ist die Abkühlgeschwindigkeit im rißkritischen Temperaturbereich ausreichend niedrig, um Risse zu vermeiden.
Vorteilhaft bei der Verfahrensausgestaltung nach Anspruch 4 ist, daß Anlaßzonen infolge zu großer Temperaturfluktuationen während des Umschmelzens vermieden werden können.
Die in Anspruch 5 beschriebene zweckmäßige Ausgestaltung der Erfindung macht von der Tatsache Gebrauch, daß durch eine schnelle Strahloszillation die Abmessungen des Energiestrahles in Vorschubrichtung und senkrecht dazu relativ flexibel und unabhängig voneinander eingestellt werden können und daß bei den angegebenen Oszillationsfrequenzen die Temperaturoszillationen klein genug sind, um Anlaßzonen zu vermeiden. Dadurch können auch bei breiten Nocken kleine Schmelzbadlebensdauern erreicht werden.
Vorteilhaft bei der Verfahrensausgestaltung nach Anspruch 7 ist, daß damit die Leistungsdichteverteilung des Energiestrahles den zur Nockenkante hin sich ändernden Wärmeableitungsbedingungen und Auswirkungen der Oberflächenspannung der Schmelze angepaßt werden können.
Die Ansprüche 6 und 8 bis 13 geben günstige Energiequellen an, die erfindungsgemäß genutzt werden können.
Die Ansprüche 14 und 15 machen in vorteilhafter Weise von der Tatsache Gebrauch, daß über relativ geringe Änderungen der chemischen Zusammensetzung des Gußeisens die für die Gleitverschleißeigenschaften wesentliche Gefügeausbildung deutlich verändert werden kann.
Der Vorteil der Verfahrensausgestaltung gemäß Anspruch 16 besteht darin, daß diese geringen Veränderungen der chemischen Zusammensetzung auch prozeßintegriert vorgenommen werden können. Die Erfindung wird am nachfolgenden Ausführungsbeispiel näher erläutert.
In den dazugehörigen Zeichnungen ist die erfindungsgemäße Überlagerung zweier Kurzzeit-Temperatur-Zyklen (Figur 1) sowie ein schematischer Vergleich des erfindungsgemäßen Temperatur-Zeit-Verlaufes mit denen aus dem Stand der Technik bekannten (Figur 2) dargestellt.
Beispiel 1:
Eine Nockenwelle aus Gußeisen der chemischen Zusammensetzung 2,5 ... 3,2 % C; 1 ,6 ... 2,5 % Si; 0,3 ... 1,0 % Mn; < 0,2 % P; < 0,12 % S; < 0,6 % Cu; < 0,15 % Ti; < 0,2 % Ni; < 0,3 % Cr; < 0,3 % Mo; Sc < 0,9 soll mit einer optimal verschleißbeständigen und wirtschaftlich herstellbaren Randschicht versehen werden. Der Nockendurchmesser beträgt 36 mm und die Nockenbreite 14 mm. Die Härte des Ausgangsgefüges beträgt 250 HV 0,05. Die Graphitausbildung ist lamellar, die Matrix fast vollständig perlitisch.
In Figur 1 ist schematisch der realisierte Temperatur-Zeit-Verlauf dargestellt. Als Verfahren zur Erzeugung des Temperatur-Zeit-Zyklus T1 wird eine induktive Energieeinbringung gewählt. Der Generator ist ein MF-Generator und hat eine Frequenz von 10 kHz. Der Induktor ist ein einwindiger Ringinduktor mit einer Windungsstärke von 8 mm x 8 mm und einem Kopplungsabstand von 2,0 mm.
Als Energiequelle zur Erzeugung des Temperatur-Zeit-Zyklus T2 dient ein 5,0 kW- CO2-Laser. Der Laserstrahl wird mit einem off-axis-Parabolspiegel einer Brennweite von 400 mm fokussiert. Im teilfokussierten Strahlbereich befindet sich ein Scanningspiegel, der mit einer Frequenz von f = 200 Hz quer zur Vorschubrichtung des Laserstrahles schwingt. Die Nockenoberfläche befindet sich 30 mm außerhalb des Fokus. Die Oszillationsamplitude beträgt A = 6 mm bei einem dreieckförmigen Schwingungsgesetz.
Nach dem Einspannen der Nockenwelle wird sie in eine Umdrehungsgeschwindigkeit von 300 U/min versetzt. Der Induktionsgenerator wird auf eine Leistung von 70 kW eingestellt. Die Leistungsdichte p1 beträgt , 4000 W/cm2 Anschließend wird ein Generator für eine Zeitdauer von t-j = 1,0 s eingeschaltet.
X maxc
Bei einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit von ( -^ ) * 700 K/s wird eine
Δ t1c Spitzentemperatur T1 max « 700°C erreicht.
Nach einer Zeitspanne t2ι = 0,9 s, während der die Oberfläche auf eine Temperatur T1 mιn * 550°C abkühlt, wird als Energiequelle S2 der Laser zugeschaltet. Der Laserstrahl hat die Abmessungen 16 mm x 2,5 mm, was zu einer mittleren Leistungsdichte am Strahlaustritt von etwa 1 ,15 • 104 W/cm2 führt. Unmittelbar vor dem Zuschalten des Lasers wird eine CNC-programmierte Drehbewegung des Nockens mit einer relativen Vorschubgeschwindigkeit des Laserstrahles von 600 mm/min sowie den entsprechenden Ausgleichsbewegungen der z-Achse zur Konstanthaltung des Fokusabstandes sowie der y-Achse zur Gewährleistung des senkrechten Strahleinfalles gestartet
Nach dem Ausschalten des Lasers kühlt der Nocken an Luft ab Dadurch, daß das Temperaturfeld der induktiven Vorwärmung zu Beginn des Laserstrahlschmelzens nur etwa 3 mm in den Nocken hineinreichte, reicht die Selbstabschreckung aus, um eine durchgehende oder grobe Perlitbildung zu unterdrücken
Das Resultat der Behandlung ist eine 0,4 mm dicke ledebuπtische Schicht mit einer mittleren Härte von 780 HV0.05 Sie besteht aus feindispersem Zementit mit einer Wandstärke von etwa 1 μm, Restaustenit, Martensit und Bainit Der Periitgehalt ist kleiner als 20 %. Darunter schließt sich eine martensitische Stützschicht von 0,65 mm Dicke an. In ihr fällt die Härte kontinuierlich von 780 HV0,05 auf 400 HV0,05 ab Sie besteht überwiegend aus Martensit, Restaustenit, Bainit und angelöstem Perlit Die Randschichten sind rißfrei
Verschleißuntersuchungen in einem Schmiergleitverschleißtest ergaben im Vergleich zu konventionell im Ofen bei 450°C vorgewärmten und anschließend mit den gleichen Parametern laserumgeschmolzenen Proben eine Steigerung der Lasttragfähigkeit von 20 % Durch die Variation der Vorwärmzeit t-- des Temperatur-Zeit-Zyklus T1 hm zu größeren Zeiten und der Spitzentemperatur T1 max zu höheren Temperaturen können die Gehalte von Martensit, Austenit, Bainit und Perlit verändert werden. So kann z.B ohne Verletzung des Erfindungsgedankens für Verschleißbeanspruchungen bei höheren Temperaturen auch ein höherer Periitgehalt eingestellt werden Durch die Erhöhung der Laservorschubgeschwindigkeit kann daruberhinaus die Ausbildung des Zementits noch feindisperser gestaltet werden.
In Figur 2 wird das erfindungsgemäße Verfahren mit dem Stand der Technik verglichen Das konventionelle WIG-Umschmelzen nach Ofenvorwarmung
(kurzgestπchelte Linie) weist eine relativ lange
' 2maxa
Schmelzbadlebensdauer Δts, eine geringe Abschreckgeschwindigkeit ( ) bei
Δ 2maxa der Erstarrung und eine geringe Abkühlgeschwindigkeit ( ) im Temperatur-
Δ t2a bereich Mp der Periitbildung auf Durch die lange Schmelzbadlebensdauer und die geringe Abschreckgeschwindigkeit wird die Zementitausbildung sehr grob Die durch den geringen Temperaturunterschied zur konventionellen Vorwarmtemperatur Tv geringe Abkuhlgeschwindigkeit im Bereich der Periitbildung Mp fuhrt zu einem groben Per t
Durch den Verzicht auf das Vorwarmen kann auch beim WIG-Umschmelzen im Temperaturbereich Mp die Bildung groben Periits unterdruckt werden (langgestrichelte Linie) und eine martensitische Stutzschicht infolge des ausreichend schnellen Durchlaufens des Ms-Punktes erhalten werden Allerdings wird dieser Vorteil durch eine langsame Aufheizung, eine längere Schmelzbadlebensdauer und eine noch etwas geringere Abschreckgeschwindigkeit erkauft, was zu einer noch etwas gröberen Zementitausbildung führt
Ein Laser- oder Elektronenstrahlumschmelzen nach konventioneller Vorwarmung (strichpunktierte Linie) weist dagegen sehr hohe Aufheizgeschwindigkeiten, geringe Schmelzbadlebensdauer und große Erstarrungs- und Abschreckgeschwindigkeiten auf, die zu einer feineren Zementitausbildung fuhren Wegen der hohen
RECTIFIED SHEET (RULE 91) ISA/EP konventionellen Vorwärmtemperatur Tv ist jedoch auch hier im Temperaturbereich Mp die Abkühlgeschwindigkeit so gering, daß relativ grober Perlit entsteht.
Durch die erfindungsgemäße Temperaturführung (durchgezogene Linie) können dagegen maximale Aufheizgeschwindigkeiten, kurze Schmelzbadlebensdauern und hohe Abschreckgeschwindigkeiten mit einer ausreichend hohen Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich Mp kombiniert werden, was die Herstellung von optimal verschleißfesten Gefügen ermöglicht.
Weitere Vorteile der erfindungsmäßigen Verfahrenskombination bestehen darin, daß
• auf teure Durchlauf-Vorwärmöfen und u. U. Abkühlstrecken verzichtet werden kann
• sich die Gefüge in einem weiteren Varianzbereich herstellen lassen
• durch die geringe Schmelzbadlebensdauer eine bessere Kantengenauigkeit insbesondere in der Umgebung der Nockenspitze erreicht wird, was den Nachbearbeitungsaufwand verringert.

Claims

Verschleißbeständige Nockenwelle und Verfahren zu ihrer Herstellung
Patentansprüche
1 Verschleißbeständige Nockenwelle aus Gußeisen, deren Randschicht aus einer ledeburitischen Umschmelzschicht mit hohem Zementitanteil und einer darunterliegenden martensitischen Härtungszone besteht, gekennzeichnet dadurch, daß a. die Umschmelzschicht aus feindispersem ledeburitischen Zementit mit Wandstärken < 1 μm und einer metallischen Matrix aus einem Phasengemisch von Martensit, und/oder Bainit, Restaustenit sowie weniger als 20 % feinstreifiger Perlit mit einem Lamellenabstand
< 0,1 μm besteht und b. die Härtungsschicht aus einem Phasengemisch aus Martensit und/oder Bainit, angelöstem Perlit sowie Restaustenit aufgebaut ist.
2. Verschleißbeständige Nockenwelle nach Anspruch 1, dadurch gekennz e i c h n e t, daß die Umschmelzschicht eine Tiefe ts von 0,25 mm < ts < 0,8 mm und die Härtungsschicht eine Tiefe von 0,5 mm < ts < 1,5 mm besitzt.
3. Verfahren zur Herstellung der verschleißbeständigen Nockenwelle von Anspruch 1 und 2 mittels eines hochenergetischen Oberflächenumschmelz- verfahrens, dadurch gekennzeichnet, daß a. der Temperatur-Zeit-Verlauf des Umschmelzens aus zwei überlagerten Kurzzeit-Temperatur-Zeit-Zyklen T-, und T2 besteht, die mit zwei verschiedenen Energiequellen S-, und S2 mit unterschiedlicher Leistungsdichte p1 und p2 erzeugt werden, b. der Temperatur-Zeit-Zyklus T-, eine Spitzentemperatur T1max von 560°C
< T1max < 980°C, eine Heizzeit von 0,5 s < t1 < 6 s, eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit
A ΉΓ A T"
1 maxc 1 maxc von( )von90K/s< ( ) < 1900 K/s und eine
Δt1c Δt1c ΔT1a Δ T1a anfängliche Abschreckgeschwindigkeit ( ) von 50 K/s < (
Δt1a Δt1a
< 500 K/s aufweist und die Leistungsdichte p1 der Energiequelle S-, einen Wert von 8 • 102 W/cm2 < p-, < 8 • 103 W/cm2 erreicht, c. der Temperatur-Zeit-Zyklus T2 eine Spitzentemperatur T2max von T2max
> Ts aufweist, wobei Ts die Schmelztemperatur des verwendeten Gußeisens darstellt, eine mittlere
Δ T2maxc Δ T2maxc Aufheizgeschwindigkeit ( ) von 3000 Ks < ( )
Δ: ^C ΔI ^
< 40000 K/s, eine Erstarrungsgeschwindigkeit vs der Schmelze von 10 mm/s < vs < 67 mm/s sowie eine Leistungsdichte p2 der Energiequelle S2 von 0,8 • 104 W/cm2 < p2 < 8 • 104 W/cm2 gewählt wird, d. die Zeitspanne t2i = t2 - t-j nach der der Temperatur-Zeit-Zyklus T einsetzt 0,3 s < t2t < 11 s beträgt, e. die Temperatur T1mjn bei der der Temperatur-Zeit-Zyklus beginnt, T1mjn
> 500°C beträgt, f. die Schmelzbadlebensdauer | ts im Wertebereich von 0,08 s < Δts < 0,8 s liegt, g. und die Vorschubgeschwindigkeit vB der hochenergetischen Energiequelle S2 einen Wert von 600 mm/min < vB < 4000 mm/min erreicht.
Verfahren nach Anspruch 3, dadurch geke n nzeichn et, daß die gesamte Nockenwellenbreite in einem Umlauf aufgeschmolzen wird.
Verfahren nach Anspruch 3 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß die notwendige Leistungsdichteverteilung p2 quer zur Vorschubrichtung durch eine schnelle Strahloszillation erzeugt wird, wobei die Oszillationsfrequenz mindestens 200 Hz beträgt.
Verfahren nach Anspruch 3, dadurch geken nze i chn et, daß die hochenergetische Energiequelle S ein Laser ist.
7. Verfahren nach Anspruch 3, 4, 5 und 6, dadurch gekennzeichnet, daß die schnelle Strahloszillation aus einer schnellen zeitlichen und periodischen Abfolge von mehreren harmonischen Schwingungspaketen unterschiedlicher Frequenz f, Amplitude A, Mittelpunktslage A0 und Periodenanzahl np besteht, wobei die Anzahl der verschiedenen Schwingungspakete zwischen 1 und 8 liegt und die Periodenanzahl zu 1 < np < 20 gewählt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 3 und 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Energiequelle S-j ein Mittelfrequenz-Induktionsgenerator ist.
9. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch geken nzei ch net, daß die hochenergetische Energiequelle S2 ein Elektronenstrahl ist.
10. Verfahren nach Anspruch 3 und 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Energiequelle S-* ebenfalls ein Elektronenstrahl ist.
11. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeich net, daß die hochenergetische Energiequelle S2 ein Hochleistungsdiodenlaserstack ist.
12. Verfahren nach Anspruch 3 und 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Energiequelle S1 ebenfalls ein Hochleistungsdiodenlaserstack ist.
13. Verfahren nach Anspruch 3, 11 und 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Energiequelle S-] aus mehreren, rotationssymmetrisch um die Nockenwelle angeordneten Hochleistungsdiodenlaserstacks besteht und die Nockenwelle im Standverfahren vorgewärmt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeich net, daß der Schmelze zum Abgießen der Nockenwellen zementitstabilisierende Elemente zugesetzt werden.
15. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeich net, daß der Schmelze zum Abgießen der Nockenwellen austenitstabilisierende Elemente zugesetzt werden.
16. Verfahren nach Anspruch 3, d adu rc h ge ke n n z e i c h n e t, daß zementit- und/oder austenitstabilisierende Elemente der Schmelze während des Randschichtumschmelzens mit der hochenergetischen Energiequelle S2 zugegeben werden.
EP97943775A 1996-09-13 1997-09-12 Verschleissbeständige nockenwelle und verfahren zu ihrer herstellung Expired - Lifetime EP0925377B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19637464 1996-09-13
DE19637464A DE19637464C1 (de) 1996-09-13 1996-09-13 Verschleißbeständige Nockenwelle und Verfahren zu ihrer Herstellung
PCT/DE1997/002072 WO1998011262A1 (de) 1996-09-13 1997-09-12 Verschleissbeständige nockenwelle und verfahren zu ihrer herstellung

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP0925377A1 true EP0925377A1 (de) 1999-06-30
EP0925377B1 EP0925377B1 (de) 2001-12-12

Family

ID=7805614

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP97943775A Expired - Lifetime EP0925377B1 (de) 1996-09-13 1997-09-12 Verschleissbeständige nockenwelle und verfahren zu ihrer herstellung

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6398881B1 (de)
EP (1) EP0925377B1 (de)
JP (1) JP2001503104A (de)
CZ (1) CZ295308B6 (de)
DE (2) DE19637464C1 (de)
WO (1) WO1998011262A1 (de)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10137776C1 (de) * 2001-08-02 2003-04-17 Fraunhofer Ges Forschung Verfahren zur Erzeugung von verschleissbeständigen Randschichten
WO2006123497A1 (ja) * 2005-05-18 2006-11-23 Hitachi Construction Machinery Co., Ltd. 摺動部材
DE102005054709A1 (de) * 2005-11-17 2007-05-31 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Verfahren zur Herstellung von Gleit-und/oder Gegenringen einer Gleitringdichtung
US20070116889A1 (en) * 2005-11-18 2007-05-24 Federal Mogul World Wide, Inc. Laser treatment of metal
DE102005061980B4 (de) * 2005-12-23 2010-02-18 Audi Ag Verfahren zur Herstellung einer Nockenwelle und Nockenwelle
US20070254111A1 (en) * 2006-04-26 2007-11-01 Lineton Warran B Method for forming a tribologically enhanced surface using laser treating
US20090078343A1 (en) * 2007-09-24 2009-03-26 Atlas Copco Secoroc Llc Earthboring tool and method of casehardening
DE102013008396B4 (de) 2013-05-17 2015-04-02 G. Rau Gmbh & Co. Kg Verfahren und Vorrichtung zum Umschmelzen und/oder Umschmelzlegieren metallischer Werkstoffe, insbesondere von Nitinol
GB201600645D0 (en) * 2016-01-13 2016-02-24 Rolls Royce Plc Improvements in additive layer manufacturing methods
DE102019003511A1 (de) * 2019-05-17 2020-11-19 VoItabox AG Verfahren zum thermischen und insbesondere stoffschlüssigen Verbinden, vorzugsweise Verschweißen, von Aluminiumgehäuseteilen
US20220314372A1 (en) * 2021-03-30 2022-10-06 GM Global Technology Operations LLC System and method for making an enhanced cast iron workpiece having increased lubricant retention
WO2023249954A2 (en) * 2022-06-20 2023-12-28 Cummins Inc. Systems and methods for improving iron-based camshaft fatigue life

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2209147B2 (de) * 1972-02-26 1975-09-18 Steigerwald Strahltechnik Gmbh, 8000 Muenchen Verfahren zur Vermeidung der Porenbildung innerhalb energiestrahl-umgeschmolzener Werkstoffbereiche
JPS59188001A (ja) 1983-03-26 1984-10-25 Mazda Motor Corp ロ−タリピストンエンジンのアペックスシ−ルおよびその製造法
JPS60234169A (ja) 1984-05-07 1985-11-20 Toyota Motor Corp 再溶融チルカムシヤフトおよびその製造方法
JPS61246320A (ja) * 1985-03-01 1986-11-01 Toyota Motor Corp 再溶融チルカムシヤフトの製造方法
JPH01190907A (ja) * 1988-01-25 1989-08-01 Nissan Motor Co Ltd 再溶融チルカムシャフト
DE3916684A1 (de) 1989-05-23 1990-11-29 Opel Adam Ag Verfahren zum umschmelzhaerten von oberflaechen
JP3036648B2 (ja) 1990-09-27 2000-04-24 マツダ株式会社 再溶融硬化処理方法及びその装置
DE4237484A1 (de) 1992-11-06 1994-05-11 Mauser Werke Oberndorf Verfahren und Vorrichtung zum Umschmelzen einer Werkstückoberfläche eines Werkstückes, insbesondere einer Nocken- oder Kurbelwelle
DE4241527A1 (de) * 1992-12-10 1994-06-16 Opel Adam Ag Verfahren zum Aufhärten und ggf. Glätten von Maschinenbauteilen sowie nach diesem Verfahren hergestellten Maschinenbauteilen
DE4309870A1 (de) 1993-03-26 1994-09-29 Audi Ag Verfahren zum Umschmelzen von Oberflächenbereichen von Werkstücken
DE59403740D1 (de) * 1993-05-19 1997-09-18 Fraunhofer Ges Forschung Verfahren zur materialbearbeitung mit diodenstrahlung

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO9811262A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
DE59705796D1 (de) 2002-01-24
CZ295308B6 (cs) 2005-07-13
DE19637464C1 (de) 1997-10-09
EP0925377B1 (de) 2001-12-12
US6398881B1 (en) 2002-06-04
CZ83899A3 (cs) 2000-05-17
JP2001503104A (ja) 2001-03-06
WO1998011262A1 (de) 1998-03-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1285719B1 (de) Verfahren zur Erzeugung von verschleissbeständigen Randschichten mittels Laser
AT16699U2 (de) Verfahren zur Bereitstellung von Aluminium-beschichteten Stahlblechen
DE19637464C1 (de) Verschleißbeständige Nockenwelle und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE19637465C1 (de) Verfahren zum Strahlschweißen von härtbaren Stählen mittels Kurzzeitwärmebehandlung
EP3676047A1 (de) VERFAHREN ZUM LASERSTRAHLSCHWEIßEN EINES ODER MEHRERER STAHLBLECHE AUS PRESSHÄRTBAREM MANGAN-BORSTAHL
DE3202788A1 (de) Zylinderlaufbuechse
WO2019166498A1 (de) VERFAHREN ZUR SCHWEIßVORBEHANDLUNG BESCHICHTETER STAHLBLECHE
EP0601451B1 (de) Verfahren zum Aufhärten und ggf. Glätten von Maschinenbauteilen sowie nach diesem Verfahren hergestellten Maschinenbauteilen
EP2160267A1 (de) Schmelzbehandelter muldenrand einer kolben-brennraummulde
DE19611929C1 (de) Schichtverbundwerkstoff und Verfahren zur Verbesserung der Oberflächenhärte von Schichtverbundwerkstoffen
DE2263174A1 (de) Verfahren zur ausbildung einer gehaerteten schicht auf einem kohlenstoffenthaltendem gusstueck auf eisen-basis
DE4340568C2 (de) Verfahren zum kontinuierlichen Vergüten von Stahldraht
DE102009011569B3 (de) Verfahren und Vorrichtung zum Härten von Kurbelwellen
DE10157403B4 (de) Verfahren zum Schweißen von Bauteilen
WO1983000051A1 (en) Remelting hardening
DE3418555C1 (de) Verfahren zum Umschmelzhaerten der Oberflaeche von Zylindern aus kohlenstoffhaltigem Gusseisen
EP1153686A2 (de) Verfahren zur Bruchtrennung in Bauteilen oder deren Vormaterial
WO2000001858A1 (de) Verfahren zur herstellung einer verengung in einer zylinderbohrung
DE836358C (de) Oberflaechenhaerteverfahren
EP0617134B1 (de) Verfahren zum Umschmelzen von Oberflächenbereichen von Werkstücken
CH664579A5 (en) Surface hardening of high carbon content material - e.g. cast iron, by plasma surface remelting avoiding martensite prodn.
DE10164980B4 (de) Verfahren zum Elektronenstrahl-Schweißen von Bauteilen
WO1980002434A1 (en) Surface hardening of metals by electric arc discharge
DE2553601C3 (de) Elektroschlacke-Schweißverfahren
DD214657A1 (de) Laufflaeche von kolbenringen

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 19990216

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): DE FR GB IT

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

17Q First examination report despatched

Effective date: 20010110

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): DE FR GB IT

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: IF02

REF Corresponds to:

Ref document number: 59705796

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20020124

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

Effective date: 20020226

ET Fr: translation filed
PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed
PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20140922

Year of fee payment: 18

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20140923

Year of fee payment: 18

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Payment date: 20140925

Year of fee payment: 18

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20140917

Year of fee payment: 18

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R119

Ref document number: 59705796

Country of ref document: DE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150912

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20150912

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

Effective date: 20160531

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20160401

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150912

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150930