DE19983148B3

DE19983148B3 - Federoberflächenbehandlungsverfahren

Info

Publication number: DE19983148B3
Application number: DE19983148T
Authority: DE
Inventors: Masaaki Ishida; Kazuhiro Uzumaki; Yuji Isono; Kellchiro Teratoko; Yoshiro Yamada; Hiroshi Suzuki; Hironobu Sasada
Original assignee: Suncall Corp
Current assignee: Suncall Corp
Priority date: 1999-02-19
Filing date: 1999-08-23
Publication date: 2012-03-15
Anticipated expiration: 2019-08-24
Also published as: US6790294B1; GB0025812D0; GB2352202B; DE19983148T1; WO2000049186A1; GB2352202A

Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf Hartmetallpartikel mit einer Härte, welche geringer ist als die Härte einer nitrierten äußerten Schicht einer Feder und sich in einem Rahmen von 500 bis 800 Hv bewegt, und einem Durchmesser von 500 bis 900 μm. Diese werden mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec. auf die nitrierte Oberfläche der Feder abgeschossen, um die Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht zu verhindern und relativ tief innerhalb der Feder eine Druckeigenspannung zu erzeugen. Gegen die daraus resultierende Federoberfläche wird eine Anzahl von Feinmetallpartikeln mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels von einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, einer kugelartigen oder annähernd kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einem Eigengewicht von 7,0 bis 9,0 und einer Härte, welche zwischen 600 Hv und 1.100 Hv einschließlich liegt und gleich oder geringer als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der Feder nach Nitrierung ist, mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 m/sec. abgeschossen, während die Temperatur dahingehend kontrolliert wird, dass sie gering genug ist um Kaltverfestigung, aber keine Erweichung durch Regenration/Rekristallisation zu erzeugen, um hohe Druckeigenspannung innerhalb einer annähernd an der Oberfläche befindlichen Schicht zu erzeugen, ohne zu Mikrorissen zu führen und somit eine Ventilfeder u. ä. zu schaffen, welche hervorragende Dauerfestigkeit besitzt.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Federoberflächenbehandlungsverfahren mit dem Ziel, die Qualität von z. B. Ventilfedern für Verbrennungsmaschinen, Kupplungsfedern für Übertragungssysteme von Kraftfahrzeugen bzw. dünnen, hoch belastbaren Federn zu erzielen, und zwar durch den Einsatz harter, feiner Metallpartikel; Erfindungsgegenstand ist eine hoch belastbare Feder, welche durch ein entsprechendes Behandlungsverfahren der Oberfläche herstellbar ist.
Stand der Technik
Folgende Unterlagen zählen zum Stand der Technik, welche auf die vorliegende Erfindung Bezug nehmen:

1. Japanische Patentveröffentlichung Nr. 2-17607 ”Verfahren zur thermomechanischen Schutzbehandlung von Oberflächen für ein Metallprodukt”. Dieser Stand der Technik bezieht sich auf ein thermo-mechanisches Hitzebehandlungsverfahren für eine Oberfläche, wobei 40 bis 200 μm große Strahlungsmittel eingesetzt werden, welche eine Härte besitzen, die gleich oder höher sind als die eines zu behandelnden Produkts. Diese Strahlungsmittel werden mit einer Geschwindigkeit von 100 m pro Sekunde oder mehr so eingebracht, dass sich die Temperatur nahe der Oberfläche des Produkts erhöht, und zwar bis zum A3 Umwandlungspunkt oder noch höher. Bei diesem bekannten Verfahren handelt es sich um einen Prozess, bei welchem ein Material, welches behandelt wird, durch Erhitzen der Oberflächenschicht austenitisiert wird, und zwar bis zum Endpunkt, mit anschließender rascher Abkühlung, um eine metallographische Umwandlung des Werkstückes zu erzielen. Diese Wirkung unterscheidet sich vom Verfahren der vorliegenden Erfindung sowohl bezüglich des technischen Ausgangspunktes als auch der verwendeten Elemente.
2. Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 9-279229 ”Oberflächenbehandlungsverfahren eines Werkstückes aus Stahl”. Bei diesem bekannten Stand der Technik geht es hauptsächlich darum, dass eine Anzahl von Hartmetallpartikeln mit einem Durchmesser von 20 bis 100 μm gegen die Oberfläche eines Stahlwerkstückes einwirken mit einer Geschwindigkeit von 80 m pro Sekunde oder mehr, während die Temperaturerhöhung der Werkstückoberfläche begrenzt wird auf gleich oder höher als 150 Grad Celsius, jedoch niedriger als eine Regeneration-/Rekristallisationstemperatur. Dieser bekannte Stand der Technik erwähnt nicht ein Nitrieren und definiert nicht näher die Eigenschaften der Metallpartikel, z. B. deren relative Wichte und Härte. Obwohl die Einwirkungsgeschwindigkeit mit 80 m pro Sekunde oder mehr definiert ist, wird nicht auf die optimale einzusetzende Geschwindigkeit eingegangen. Nur in einem Beispiel wird die Geschwindigkeit von 180 m pro Sekunde beschrieben und als effektiv bezeichnet. Aus diesem Stand der Technik geht jedoch nicht hervor, ob diese Geschwindigkeit als optimal anzusehen ist oder nicht.
3. Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 10-118930 ”Strahlverfahren zur Behandlung einer Feder und daraus hergestellte Feder”. Bei diesem bekannten Verfahren wird eine 0,64% C-Si-Mn-Cr-Mo-V Feder nitriert und strahlbehandelt mit Strahlelementen von 0,5 bis 1,5 mm Durchmesser, mit anschließender Verformung mit Partikeln mit einer relativen Wichte von 12 bis 16, einem Durchmesser von 0,05 bis 0,2 mm und einer Härte von 1200 bis 1600. Als Ergebnis wird eine verbleibende Oberflächenspannung von σR = –1950 MPa und eine Ermüdungsgrenze von 700 +/– 620 MPa bei einem 5 × 10⁷ mal durchgeführten Wiederholungstest erhalten. Diese Ermüdungsgrenze der Belastung reicht nicht in den Bereich der Belastung, wie er insbesondere gemäß Anspruch 1 der Patentansprüche der vorliegenden Erfindung erreicht wird. Die Ziele und Verfahren dieses bekannten Stands der Technik sind teilweise ähnlich mit denen der vorliegenden Erfindung, jedoch unterschiedlich insofern, als bei dem bekannten Stand der Technik herstellungsspezifische hoch gehärtete und teure, miteinander verbundene Kohlenstoffpartikel eingesetzt werden, welche eine Größe von 0,05 bis 0,2 mm besitzen und eine relative Wichte von 12 bis 16. Die vorliegende Erfindung verwendet dagegen kostensparende und unter leichter zur Verfügung stehende Metallpartikel, wie beispielsweise eisenhaltige Partikel mit einem Durchmesser von 0,01 bis 0,08 mm. Die daraus resultierende Ermüdungsfestigkeit ist höher als die nach dem vorgenannten Stand der Technik.
4. Japanische Patentveröffentlichung Nr. 2613601 ( Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 1-83644 ) ”Hoch belastbare Feder”. Dieser bekannte Stand der Technik beschreibt eine Feder, welche Folgendes enthält: 0,6 bis 0,7% C, 1,2 bis 1,6% Si, 0,5 bis 0,8% Mn, 0,5 bis 0,8% Cr, 0,05 bis 0,2% eines oder mehrerer Materialien wie V, Mo, Nb und Ta, sowie Eisen und entsprechende Rückstandsverunreinigungen. Weiterhin sind nicht-metallische Einschlüsse vorgesehen mit einer maximalen Größe von 15 μm, einer Oberflächengenauigkeit Rmax von 15 μm oder weniger und einen maximalen Druckwiderstand im Bereich der Oberfläche von 85 bis 110 Kgf/mm² (833 bis 1079 MPa). Dieses Patent beschreibt Folgendes: Wenn der maximale Widerstand gegen Druckbelastung nahe der Oberfläche 110 Kgf/mm² (= 1079 MPa) überschreitet, ist die Herstellung dieser Feder schwierig und die Oberflächengenauigkeit der Feder herabgesetzt mit gleichzeitiger unerwünschter Herabsetzung der Ermüdungsfestigkeit. Die maximale remanente Druckbelastung der Feder eines weiteren Stands der Technik (Patentveröffentlichung Nr. 2613601 ) liegt bei etwa 950 MPa in der Oberflächenschicht und bei 820 MPa in der äußersten Oberfläche, wie 9 der vorgenannten Veröffentlichung zu entnehmen ist. Die Rautiefe Rmax dieser Feder liegt bei 10,6 μm gemäß Tafel 2 dieses Artikels. Die Ermüdungsgrenze dieser Feder ist τm = 588 MPa und τm = +/– (450 bis 480) MPa oder ähnlich bei einer 5 × 10 währenden Belastungszeit im Wiederholungsversuch, und zwar gemäß 11 des o. a. Artikels. Diese Werte korrespondieren nicht mit den entsprechenden Merkmalen gemäß den Ansprüchen der vorliegenden Erfindung. Entsprechend der vorliegenden Erfindung vergrößert sich die Rautiefe nicht, selbst wenn die maximale remanente Druckbelastung in der Oberflächenschicht 1079 MPa übersteigt. Darüber hinaus befindet sich die remanente Druckbelastung in der äußersten Oberfläche oder nahe davon im Maximum, wodurch effektiv ein möglicher Ermüdungsbruch in diesem Bereich vermieden wird.
5. Japanische Patentoffenlegung Nr. 5-339763 ”Produktionsverfahren einer Spulenfeder”. Dieser bekannte Stand der Technik beschreibt eine Feder mit einer Rautiefe von Rmax von 5 μm oder weniger und einer Ermüdungsfestigkeit von 60 +/– 57 Kgf/mm² (580 +/– 559 MPa) bei einem 5 × 10⁷ mal durchgeführten Druckbelastungsversuch. Die Feder wurde entzundert, um die Rautiefe auf ein niedriges Niveau zu drücken, mit Strahlmitteleinwirkung und Nitrierung mit nachfolgender Strahlmittelbearbeitung mit Drahtelementen von 0,8 mm Durchmesser. Nach dem in einem Ausführungsbeispiel vorgelegten Daten erfüllt jedoch die Ermüdungsfestigkeit nicht das entsprechende Merkmal in Anspruch 1 der vorliegenden Erfindung. Darüber hinaus vermittelt dieser bekannte Stand der Technik nicht den Einsatz von feinen Partikeln, wie er in der vorliegenden Erfindung beschrieben ist.
6. Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 7-214216 ”Produktionsverfahren für hoch belastbare Federn”. Dieser Stand der Technik beschreibt eine Stahldrahtfeder, welche elektropoliert, nitriert und anschließend einem zweiphasigen Strahlverfahren unterzogen wurde, wobei in einer ersten Phase Partikel mit einer Härte von Hv 600 bis 800 und einem Durchmesser von 0,6 bis 1,0 mm verwendet wurden. Anschließend fanden in der zweiten Stufe des Strahlverfahrens Partikel Anwendung mit einer Härte von Hv 700 bis 900 und einem Durchmesser von 0,05 bis 0,2 mm. Die Partikelgröße von 0,05 bis 0,2 mm wurde jedoch keiner weiteren Analyse oder genaueren Untersuchung unterzogen. Dieser Stand der Technik führt Weiter aus, dass in einem Beispiel, in welchem Stahlkugeln mit einem Korndurchmesser von 0,15 mm und einer Härte von Hv 800 beim zweiten Strahlverfahren verwendet werden, die Ermüdungsgrenze der Feder bei 637 MPa liegt, bei mittlerer Belastung und 560 MPa Amplitudendruckbelastung bei einem 5 × 10⁷ mal durchgeführten Wiederholungsversuch. Hierdurch wird jedoch nicht das entsprechende Merkmal der Ermüdungsgrenze der Feder gemäß Anspruch 1 der vorliegenden Erfindung erreicht. Darüber hinaus unterscheidet sich die in der zweiten Verfahrensstufe des Strahlverfahrens eingesetzten Partikel auch hinsichtlich ihrer Projektion von dem erfindungsgemäßen Verfahren.
7. Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 5-177544 ”Produktionsverfahren für eine Wickelfeder”. Hier handelt es sich um ein Verfahren, welches ein Nitrieren nach dem Herstellen der Feder einschließt, mit anschließender Strahlbehandlung dieser Feder. In einem ersten Verfahrensschritt der Strahlbehandlung erfolgt ein Niedrig-Temperaturglühen; in der zweiten Phase der Strahlbehandlung werden Elemente eingesetzt, welche kleiner sind als die in der ersten Phase, und zwar mit sequentieller Einwirkung. Gemäß der detaillierten Beschreibung dieses Standes der Technik werden unter Berücksichtigung der Ermüdungsfestigkeit Strahlmittel eingesetzt, welche eine Große von 0,05 bis 0,20 mm besitzen und eine Härte von Hv 700 bis 900 und zwar in der zweiten Phase der Strahlbehandlung, wobei diese Strahlmittel unter einem hohen Druck eingesetzt werden. Es erfolgt jedoch keine weitere Analyse und Beschreibung bezüglich der Differenz der Wirkung der Partikelprojektion zwischen 0,05 und 0,1 mm Partikeldurchmesser oder 0,2 mm Durchmesser dieser Partikel und ähnlicher Elemente. In einem Ausführungsbeispiel dieses bekannten Standes der Technik werden in der zweiten Verfahrensstufe der Strahlmittelbehandlung Stahlkugeln eingesetzt mit einem Durchmesser von 0,1 mm und einer Härte von Hv 800 unter einer Druckeinwirkung von Kgf/cm². Entsprechend dieses bekannten Standes der Technik ist die Belastungsgrenze der Ermüdungsfestigkeit τm = 686 MPa bei einer mittleren Druckeinwirkung und τA = +/–567 MPa bei einer wechselnden Druckbelastung in einem 5 × 10 mal durchgeführten Wiederholungsbelastungsversuch. Die Druckermüdungsfestigkeit nahe der Oberflächenschicht reicht nicht bis 1400 MPa gemäß 3 der Veröffentlichung. Die vorgenannten Werte liegen daher nicht im Bereich des Anspruchs 1 der Patentansprüche der vorliegenden Erfindung.
8. Weiterer Stand der Technik bezieht sich auf die US-PS 5 1 52 851 A . Hier handelt es sich um die Herstellung einer hochfesten Schraubenfeder. Dabei ist es zwingend notwendig, dass die Feder einer Vergütungsbehandlung (Abschrecken und Anlassen) unterzogen wird. Die Mikrostruktur ist hauptsächlich angelassener Martensit, wobei nach dem Abschrecken und Anlassen eines Federstahldrahtes oft eine kleine Menge Austenits verbleibt. Demgegenüber weist die Feder gemäß der vorliegenden Erfindung nach Anspruch 8 eine meist feine Perlit-Mikrostruktur auf, wobei der Draht kalt- oder warmgezogen wird, bevor er zu einer Feder geformt wird. Nach dem Formen wird die Feder bei niedriger Temperatur geglüht, um Spannungen zu beseitigen. Hierbei bleibt die feine Perlit-Mikrostruktur erhalten, obwohl eine Verformung durch Ziehen bzw. Schrauben der Feder erfolgt. Erfindungsgemäß ist es damit vorteilhafterweise möglich, eine Feder mit hoher Zeitfestigkeit zu erhalten, welche hergestellt wird, ohne eine Vergütungsbehandlung durchzuführen, was im Vergleich zu einer mittels einer Vergütungsbehandlung hergestellten Feder eine Kostenreduzierung mit sich bringt. Weiterer Stand der Technik betrifft die JP 071 888 52 A . Diese Druckschrift definiert eine Härteverteilung bei einer nitrierten Feder, deren Härte an der Oberflächenschicht HV 900 oder unter 900 ist und deren Härte im inneren Bereich auf HV 450 bis 570 festgelegt wird. Demgegenüber handelt es sich bei dem Verfahren der vorliegenden Erfindung um die Herstellung nicht-nitrierter Federn.

BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Bei den herkömmlichen Techniken wurde als Kugelstrahlverfahren für eine oberflächennitrierte Feder mit einer vergleichsweise hohen Oberflächenhärte der Beschuss mit Hartmetallpartikeln mit Durchmessern von 50 μm bis 200 μm offenbart (Stand der Technik 3), und der Beschuss mit Partikeln mit Durchmessern von 20 bis 100 μm wurde zur Verbesserung der Dauerfestigkeit eines Werkstücks aus Stahl genannt, wobei der Partikeldurchmesser, wenn auch nur grob, begrenzt wurde (Stand der Technik 2; ähnlich Verfahren 6 und 7 nach dem Stand der Technik). Jedoch blieb der Zusammenhang zwischen einem wirklich effektiven und geeigneten Strahlverfahren und dem Betriebsverhalten der Feder, die dem Strahlverfahren unterworfen wurde, unklar.
Beim Stand der Technik 3 wurden die Beschusspartikel als wirtschaftlich nachteilig bewertet, da die verwendeten Hartmetallpartikel teuer sind. Da des Weiteren die Dauerfestigkeit einer Feder in einer Ausführungsform der genannten Offenbarung niedriger ist als die der vorliegenden Erfindung, wird diese Technik nicht als hinreichend geeignet zur Lösung der technischen Probleme erachtet.
Bisher wurde nachdrücklich gefordert, Größe und Gewicht verschiedener Federarten für Kraftfahrzeuge zu verringern, z. B. von Ventilfedern für Verbrennungsmotoren.
Aufgrund dieser Anforderung besteht die Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, durch ein Oberflächenbehandlungsverfahren die Dauerfestigkeit der Federn zu erhöhen und dadurch eine Verbesserung der Fahrleistung von Kraftfahrzeugen, des Kraftstoffverbrauchs durch Verringerung von Größe und Gewicht der Automobile und dgl. zu verwirklichen. Die bei der Verwirklichung einer Feder mit derart hervorragendem Betriebsverhalten zu überwindenden technischen Probleme sind die Verhinderung der Entstehung und Ausbreitung von Mikrorissen von der Oberflächenschicht der Feder aus unter wiederholter hoher Belastung sowie die Verhinderung der Ausbreitung eine Mikrorisses von einem nicht metallischen Einschluss aus, der sich unmittelbar unter der Oberflächenschicht der Feder befindet.
Die Ansprüche 8 ff. richten sich auf Hochleistungsfedern, die nach diesen Technologien hergestellt werden. Diese Patentansprüche liefern vergleichsweise preiswerte Lösungen für die beiden oben genannten Probleme.
Die hierin verwendete Beschussgeschwindigkeit bezieht sich auf die Geschwindigkeit unmittelbar vor dem Aufprall der Beschusspartikel auf der Federoberfläche. Als Strahlverfahren mittels Partikeln setzt die vorliegende Erfindung ein Schleuder- und Honverfahren mit einem Gas, z. B. Luft, als Trägergas ein. Auch das sog. Spannungsstrahlen, bei dem Partikel unter einem konstanten Belastungszustand gegen eine Feder geschossen werden, kann eingesetzt werden, ohne die Strahlwirkung der Partikel, z. B. feinkörniger Partikel, einzubüßen. Dies fördert eher die Druckeigenspannung in der Oberflächenschicht, womit das Auftreten eines Ermüdungsbruches verhindert wird.
Eine Feder kann auf eine Temperatur von ca. 100 bis 250°C erwärmt werden, bevor sie dem Strahlen mittels Mikropartikeln gemäß der vorliegenden Erfindung unterzogen wird. Die Wirkung der vorliegenden Erfindung wird durch dieses Verfahren nicht eingebüßt, so dass es hierin einbezogen wird. Des Weiteren umfasst die vorliegenden Erfindung die Durchführung von Kaltverfestigung oder Glühen bei niedriger Temperatur (150 bis 250°C) zwischen dem Partikelbeschuss gemäß den Ansprüchen der vorliegenden Erfindung und dem nachfolgenden Beschuss mit feineren Partikeln und nach dem abschließenden Schritt des Partikelbeschusses und die Durchführung einer Warm-/Kaltverformung nach dem Partikelstrahlen.
Mit der Zunahme der von einer Feder aufgenommenen Spannung wird die Oberflächenschicht der Feder mit einer höheren Spannung beaufschlagt, was Mikrorisse verursacht, wenn die Oberflächenschicht wiederholter Belastung nicht mehr standhalten kann. Um derartige Mikrorisse zu vermeiden, ist es erforderlich, die Eigenspannung in der Oberflächenschicht zu komprimieren und den Absolutwert der Druckeigenspannung so weit wie möglich zu erhöhen. Es ist nicht möglich, eine Druckeigenspannung bereitzustellen, die die Elastizitätsgrenze des Materials überschreitet. Zur Überwindung dieser Einschränkung wird die Elastizitätsgrenze gemäß der vorliegenden Erfindung gleichzeitig durch Kaltverfestigung der Oberflächenschicht der Feder mittels Strahlen mit feinen Partikeln verbessert, um die Druckeigenspannung auf ein hohes Niveau anzuheben. Gleichzeitig werden Streckgrenze und Härte der Oberflächenschicht der Feder so weit wie möglich erhöht, ohne Bildsamkeit und Zähigkeit der Oberflächenschicht der Feder einzubüßen, um eine allmähliche Verformung aufgrund wiederholter Spannungsbeaufschlagung zu verhindern und damit die Entstehung und Ausbreitung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht zu vermeiden.
Des Weiteren können in der Oberflächenschicht entstehende Mikrovertiefungen und Mikrorisse die Quelle von Ermüdungsrissen sein. Es ist deshalb erforderlich, Vorkehrungen zu treffen und Beschussbedingungen zu schaffen, die sicherstellen, dass keine derartigen Oberflächenfehler während des Partikelstrahlens in der Oberflächenschicht entstehen.
Um derartige Anforderungen zu erfüllen, werden gemäß der vorliegenden Erfindung feine Metallpartikel mit optimaler Form und optimalen Eigenschaften einschließlich des Durchmessers zwischen 10 μm und kleiner als 100 μm, vorzugsweise im Bereich zwischen 10 und 80 μm, mit optimaler Geschwindigkeit abgeschossen. Insbesondere hat sich gezeigt, dass bei zunehmender Beschussgeschwindigkeit und Beschussdichte an der Oberflächenschicht der Feder selbst dann, wenn die Temperatur der partikelgestrahlten Federoberfläche den A3-Umwandlungspunkt nicht überschreitet, Mikrorisse in der Oberflächenschicht der Feder entstehen und Bildsamkeit und Zähigkeit aufgrund starker Verformung selbst ohne Regeneration/Rekristallisation abnehmen, wodurch die Dauerfestigkeit auf ein niedrigeres Niveau sinkt als dann, wenn die Beschussgeschwindigkeit niedriger ist.
Somit lässt sich eine Feder mit hervorragenden Eigenschaften herstellen, die bei einer Temperatur mit Mikropartikeln gestrahlt wird, die hinreichend niedrig ist, um die Entstehung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht der Feder zu vermeiden, unter der A3-Umwandlungstemperatur liegt und niedriger ist als die Temperatur, die die Regeneration bzw. Rekristallisation der Eisen-Gefügegrundmasse verursacht, so dass die Kaltverfestigung in ausreichendem Maße stattfindet, eine Verringerung der Bildsamkeit und Zähigkeit und Mikrorisse nicht eintritt.
Bei einer Feder mit einem Drahtdurchmesser von ca. 2 mm oder darüber oder einer Blechdicke von ca. 1,5 bis 2 mm oder darüber muss zunächst die Eigenspannung tief im Innern der Feder aufgebaut werden, indem Partikel auf Eisenbasis mit einem Durchmesser zwischen 0,2 und 0,9 mm auf die nitrierte oder nicht nitrierte Feder geschossen werden, bevor das oben beschriebene Strahlen mit feinen Partikeln erfolgt. Dieser Schritt des Strahlens mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,2 und 0,9 mm kann ein erstes Strahlen mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,5 und 0,9 mm gefolgt von einem Strahlen mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,2 und 0,4 mm enthalten.
Im Wesentlichen werden die nachstehend beschriebenen drei Verfahren zur Verhinderung von Ermüdungsbrüchen aufgrund des Vorhandenseins nicht metallischer Einschlüsse unter der Oberflächenschicht einer Feder angewendet.
Eines dieser Verfahren besteht darin, die Größe nicht bildsamer, nicht metallischer Einschlüsse in einem Federmaterial zu verringern. Die minimale Größe (kritische Größe) schädlicher Einschlüsse ist um so kleiner, je größer die Härte der Feder ist. Sie beträgt ca. 20 bis 15 μm bei einer Härte der den Einschluss umgebenden Eisen-Grundmasse von ca. Hv 520 bis 580. Sie beträgt ca. 10 μm, wenn die Härte bei ca. Hv 580 bis 630 liegt. Ist also die Große der im Federmaterial vorhandenen Einschlüsse gleich oder größer als die kritische Größe, muss die innere Härte des Federmaterials entsprechend der maximalen Größe der Einschlüsse angepasst werden.
Das zweite Verfahren besteht darin, die Eigenspannung des einen schädlichen nicht metallischen Einschluss umgebenden Bereichs in einen verdichteten Zustand zu überführen, um die Ausbreitung von Mikrorissen um den Einschluss zu verhindern. Um dies zu ermöglichen, werden Drahtlängen mit rundem Querschnitt und einem vergleichsweise großen Durchmesser von 0,5 bis 0,90 mm oder bis zu 1,0 mm in herkömmlicher Weise bei einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec gestrahlt, um die Druckeigenspannung bis zu einer Tiefe von 0,2 bis 0,5 mm unterhalb der Federoberfläche bereitzustellen. Beträgt der Drahtdurchmesser oder die Blechdicke des Federmaterials zwischen 1,5 und 2,0 mm bzw. 2,5 mm, ist ein Strahlen runder Drahtlängen mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,4 mm mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec erforderlich, so dass die Druckeigenspannung bis zu einer Tiefe von ca. 0,06 und 0,13 mm aufgebaut und ein Bruch der Feder an Einschlüssen verhindert wird.
Ist in diesen Fällen die Beschussgeschwindigkeit übermäßig hoch, können in der Oberflächenschicht der Feder örtlich begrenzte ungleichmäßig verformte Bereiche entstehen, die Mikrovertiefungen und Mikrorisse in der Oberflächenschicht erzeugen, die das Auftreten von Ermüdungsbrüchen von der Oberflächenschicht der Feder aus fördern. Es ist deshalb erforderlich, das Strahlen wie oben beschrieben auszuführen, um derartige Fehler nicht erst zu verursachen.
Um die Entstehung solcher Mikrorisse und dgl. zu verhindern, muss die maximale Beschussgeschwindigkeit für jede spezifische Feder bestimmt werden, wobei der obere Grenzwert 90 m/sec ist. Ist die Beschussgeschwindigkeit niedriger als 40 m/sec, wird der Effekt des Eigenspannungsaufbaus geschwächt, so dass die Eigenspannung nicht bis zu einer hinreichenden Tiefe gebracht werden kann. Die Mindestgeschwindigkeit des Strahlens wurde deshalb mit 40 m/sec festgelegt.
Das dritte Verfahren besteht in der Verringerung der Härte des Federmaterials, in dem Einschlüsse vorhanden sind. Eine zu starke Verringerung der Härte erhöht jedoch das Kriechverhalten, bei dem es sich um eine der kritischen Eigenschaften der Feder handelt, wodurch wiederum das Betriebsverhalten der Feder beeinträchtigt wird.
Dieses Verfahren darf daher nicht kritiklos angewendet werden. In Anbetracht dieser Tatsache wird in den entsprechenden Ansprüchen die Härte in einer Tiefe von 0,2 bis 0,5 mm auf mindestens Hv 520 eingestellt. Normalerweise tritt ein von einem Einschluss ausgehender Ermüdungsbruch in einer Tiefe von 0,2 bis 0,5 mm unter der Oberfläche einer Feder auf, und die Härte der Eisengrundmasse in diesem Tiefenbereich und der Ermüdungsbruch stehen in einem engen Verhältnis.
Durch die kontrollierte Einhaltung der mittleren Größe jedes Einschlusses, einschl. schädlicher Carbid-, Nitrid-, Borideinschlüsse und dgl., die auf der Bruchfläche anscheinend kleiner als 20 μm oder nicht größer als ca. 15 μm sind, im Stahlwerk oder beim Drahthersteller, wo sich die Größe der Carbide und dgl. durch Wärmebehandlung und dgl. kontrollieren lässt, können Ermüdungsbrüche aufgrund vorhandener Einschlüsse oder dgl. verhindert werden.
Bei einem Federoberflächenbehandlungsverfahren nach Anspruch 1 erfolgt u. a. ein Beschuss der nitrierten Oberfläche der Federn mit Stahlpartikeln mit einer Härte, die niedriger ist als die Härte der nitrierten äußersten Oberflächenschicht (Mikro-Vickers-Härte in einer Tiefe von etwa 5 μm unter der äußersten Oberfläche) und sich im Bereich von 500 HV bis 800 HV befindet, sowie mit Durchmessern von 200 bis 900 μm, wobei der Beschuss mit einer Geschwindigkeit von 40 m/s bis 90 m/s erfolgt, um durch den Beschuss (Kugelstrahlen) die Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht zu verhindern und vergleichsweise tief im Inneren der Federn eine Druckeigenspannung zu erzeugen.
Eine Begrenzung eines Einschlusses gemäß Anspruch 2 bei einer hochfesten nicht nitrierten Feder dient im Wesentlichen dem gleichen Zweck wie oben erläutert, wo die maximale Größe des Einschlusses in Abhängigkeit von der Härte begrenzt wird. In Anspruch 5 wird die Beziehung zwischen der maximalen Größe eines Einschlusses in einer nicht nitrierten Feder aus Siliziumchromstahl und ihrer Härte begrenzt. Da in diesem Fall die Härte in einer Tiefe von 0,2 bis 0,5 mm Hv 520 bis 600 beträgt, darf die Größe des Einschlusses ca. 15 μm nicht überschreiten.
Der Zustand eines Einschlusses in einem Federmaterial ist je nach Typ oder Art des Federmaterials verschieden. Das bedeutet, dass im Allgemeinen bei zunehmenden Anteilen von Si, Cr, Mo, V, Nb, W, Al und dgl. an einer Legierung das Niveau eines nicht bildsamen, nicht metallischen Einschlusses im Federstahlmaterial beeinträchtigt werden kann. Im Falle von Klaviersaitendraht ist es oft möglich, Einschlüsse mit einer Größe von 10 μm oder darüber mittels der vorhandenen Technik im Wesentlichen zu beseitigen. Im Falle von Draht aus im Ölbad vergüteten legiertem Stahl für Ventilfedern gibt es schädliche Einschlüsse wie Al₂O₃ (Aluminiumoxid), MgO·Al₂O₃ (Spinel), SiO₂ (Siliziumdioxid) und dgl. Diese harten, nicht bildsamen Einschlüsse auf Oxidbasis können unschädlich gemacht werden, indem ihre Morphologie so kontrolliert wird, dass sie während der Stahlherstellung in bildsame Einschlüsse überführt werden.
Im Falle von Stahlmaterialien für Federn mit relativ großen Anteilen der Elemente wie V, Nb und T sind folgende Maßnahmen durchzuführen. Da ein Carbid, ein Nitrid oder ein Carbonitrid wie VC, NbC, TiC und TiN ihre kugelige oder eckige Form beibehalten, müssen solche Einschlüsse unschädlich gemacht oder durch Maßnahmen wie die Überprüfung der Heizbedingungen beim Walzen und Glühen sowie das Eindringen von Ti und dgl. aus Rohmaterialien in der Phase des Stahlherstellung verhindert werden. Um den Ermüdungsbruch einer Feder aufgrund eines vorhandenen schädlichen Einschlusses zu vermeiden, ist es wünschenswert, den Anteil von V, Nb, Ti und dgl. im Stahlmaterial für die Feder auf ein Minimum zu begrenzen.
Gemäß dem Federoberflächenbehandlungsverfahren nach Anspruch 1 wird u. a. ein Beschuss vorgenommen mit einer Anzahl feiner Stahlpartikel, mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels zwischen einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, mit einer kugelartigen oder nahezu kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte, die im Bereich von 600 HV bis einschließlich 1100 HV liegt und der Härte entspricht oder niedriger ist als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der Federn nach dem Nitrieren oder dem Carbonitrieren mit niedriger Temperatur, mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 m/s, wobei eine spontane Temperaturanstiegsgrenze der Eisenmatrix (mit Ausnahme der Nitridverbindungsschicht) der nitrierten Federoberflächenschicht aufgrund des Aufpralls so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung in der Federoberflächenschicht zu bewirken, dass sie jedoch kein Erweichen aufgrund der Erholung/Rekristallisation bewirkt, wodurch eine effektive Kaltverfestigung bewirkt und die Erzeugung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht verhindert wird, um eine hohe Druckeigenspannung und Härte zu schaffen.
Überschreitet der Ni-Anteil jedoch 0,5%, wird die Erzeugung von Restaustenit während der Behandlung der Runddrähte und Drähte unterstützt, was in einer ungewollten Verringerung der Bildsamkeit und Zähigkeit des Federstahls während der Fertigung resultiert. Der obere Grenzwert wird daher mit 0,5% festgelegt. Durch Hinzufügen von Co zum Stahltyp (1) wird die Umwandlungszeit während des Abkühlens von einer hohen Temperatur verkürzt, wie während der Perlitumwandlung, wodurch sich ein Effekt ergibt, durch den z. B. eine Metallumwandlung zu feinem Perlit mit guter Kaltverformbarkeit während der Drahtherstellung verursacht wird. Übersteigt der Anteil von Co 3,0%, schwächt sich der Effekt im Verhältnis zu den Kosten ab, da Co ein teures Element ist. Der obere Grenzwert wird daher mit 3,0% festgelegt.
Bei einer Feder, die entsprechend dem erfindungsgemäßen Federoberflächenbehandlungsverfahren hergestellt ist, unterstützt das Hinzufügen von Mo, Cr und Al zum Stahltyp 1 oder 2 das Eindringen von Stickstoff während des Nitrierens. Für jedes dieser Elemente gilt, dass bei Hinzufügen eines übermäßig hohen Anteils des betreffenden Elements eine Nitridverbindung nahe der Oberfläche der Feder abgeschieden wird, die das Eindiffundieren und Wandern in die Tiefe der Feder von Stickstoff verhindert, was darin resultiert, dass eine Verbesserung der Dauerfestigkeit der Feder beeinträchtigt wird.
In Anbetracht dieser Tatsache wurden gemäß der vorliegenden Erfindung die oberen Grenzwerte der Zusatzanteile von Mo, Cr und Al mit 0,6 Masseprozent, 1,8 Masseprozent bzw. 0,5 Masseprozent festgelegt. Das Element W verbesserte die Wärmebeständigkeit und ist bei der Verhinderung der Entkohlung der Feder wirksam. Überschreitet jedoch der Zusatzanteil von W zum Stahltyp (1) oder (2) 0,5%, wird die Abschreckbarkeit zu hoch, und somit wird ein häufigeres Glühen erforderlich, was die Fertigung komplizierter und teurer macht. Der obere Grenzwert wird deshalb mit 0,5% festgelegt.
Für den Stahltyp (1) wird C zur Verbesserung der Festigkeit und der Dauerfestigkeit des Stahls benötigt. Da diese Wirkung abnimmt, wenn der Anteil kleiner als 0,5% ist, wird der untere Grenzwert mit 0,5% festgelegt. Überschreitet der Anteil von Kohlenstoff 0,8%, nimmt die Wirkung der Festigkeitsverbesserung ab, und es tritt Versprödung ein. Der obere Grenzwert wird deshalb mit 0,8% festgelegt.
Wird in der Oberflächenschicht eine Entkohlungsschicht gebildet, wird die Härte durch Nitrieren insofern ausgeglichen, als das Ausmaß der Entkohlung nicht sehr hoch ist.
Demzufolge ist das erfindungsgemäße Federoberflächenbehandlungsverfahren auch auf derartige entkohlte Materialien anwendbar. Si hat einen guten Einfluss auf die Festigkeit und den Kriechwiderstand der Feder. Bei einer Feder, deren Festigkeit durch Abschrecken und Anlassen erhöht werden soll, sind die Auswirkungen schwach, wenn der Si-Anteil niedriger als 1,2% ist; überschreitet er jedoch 2,5%, wird die Behandlungsfähigkeit geringer, da während der Fertigung Entkohlung sowie eine Verringerung der Bildsamkeit und Zähigkeit auftreten. Der untere und obere Grenzwert werden deshalb mit 1,2% bzw. 2,5% für den Stahltyp (1) festgelegt.
Martensitaushärtender Stahl mit den von Anspruch 1 aufgeführten Bestandteilen zeigt ebenfalls eine die Dauerfestigkeit erhöhende Wirkung. Demzufolge nimmt der entsprechende Anspruch diesen Stahl als Stahltyp (4) auf.
Martensitaushärtender Stahl wird durch ein Lösungsglühen der Legierungselemente und einer Austenitisierung (Lösungsglühen) bei hohen Temperaturen zwischen ca. 800 bis 900°C und dem nachfolgenden Abkühlen zu einem relativ weichen Martensit-Stahl. Das resultierende Material mit Martensitgefüge wird Kaltdrahtziehen und Kaltverfestigung unerzogen. Dieser Draht wird dann zu Federn geformt. Danach erfolgt eine Alterung bei einer Temperatur von ungefähr 500°C, um die gewünschte Festigkeit und die Federeigenschaften zu erzielen.
Anschließend folgt Nitrieren, um die Dauerfestigkeit auf die in Anspruch 1 oder 2 definierte Weise zu erhöhen. Alternativ können Federn mit hervorragender Dauerfestigkeit ohne Nitrieren hergestellt werden. Federn aus martensitaushärtendem Stahl haben einen überragenden Kriechwiderstand im Vergleich zu Federn aus niedriglegiertem Stahldraht mit einer Zugfestigkeit nach dem Altem von 1900 MPa oder darüber.
Solche Stähle eignen sich deshalb besonders für Anwendungen, die Kriechwiderstand and Dauerfestigkeit verlangen. Das Lösungsglühen ist eine Wärmebehandlung, die bei hochlegierten Stählen wie nicht rostenden Stählen und Stählen mit hohem Mangananteil angewendet wird, bei der Carbidausfällungen und dgl. im Stahlgefüge während der Erwärmung auf hohe Temperaturen und der raschen Abkühlung auf Raumtemperatur gelöst werden, ohne dass ein erneutes Ausfällen zugelassen wird.
Die vorliegende Erfindung beinhaltet:

(1) ein Oberflächenbehandlungsverfahren für eine Feder, die während der Behandlung einer Nitrierbehandlung unterzogen wird (einschließlich einer Carbonitrierung bei niedrigen Temperaturen, das hauptsächlich zur Zufuhr von Stickstoff dient) (Anspruch 1)
(2) eine Feder, die nicht einer Nitrierbehandlung oder einer Carbonitrierung bei niedrigen Temperaturen unterzogen wird.

Bezüglich der zu nitrierenden Feder (1) sind herkömmlicherweise Beizen, Elektropolieren, Kugelstrahlen und dgl. als Entzunderungsbehandlung vor dem Nitrieren bekannt. Beizen ist bei der vorliegenden Erfindung nicht geeignet, das es Probleme mit sich bringt, wie das Entstehen von Mikrorissen aufgrund der Wasserstoffversprödung der Federoberfläche. Elektropolieren ist deshalb problematisch, weil es für die Serienfertigung eine Großanlage erfordert.
Die vorliegende Erfindung setzt deshalb Kugelstrahlen (Partikelbeschuss) zum Entzundern vor dem Nitrieren ein. Bei dieser Behandlung müssen die Beschussgeschwindigkeit, der Partikeldurchmesser des Strahlguts und dgl. so eingestellt werden, dass keine schädlichen Mikrorisse in der Oberfläche und kein lokales Scherverformungsband entstehen.
Derartige Oberflächenfehler aufgrund des Partikelbeschusses sind auch nach dem Nitrieren noch vorhanden. Wird der Partikelbeschuss zu Entzundern vor dem Nitrieren durchgeführt, können vergleichsweise große Partikel mit einem Durchmesser von 0,3 bis 0,8 mm aus Stahl und dgl. mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 40 bis 90 m/sec abgeschossen werden, um die Oberflächenschicht der Feder nicht zu beschädigen.
Bei Belastung der Feder kommen benachbarte Drahtwindungen wahrscheinlich miteinander in Berührung, vor allem an den Enden der Feder.
Es wurde festgestellt, dass es zum ausreichenden Entzudern solcher Berührungsabschnitte zwischen den Drahtwindungen zur Förderung des ausreichenden Eindringens von Stickstoff während des Nitrierens und somit zur Verhinderung von Ermüdungsbrüchen von den Enden der Federn aus günstig ist, zuerst Partikel mit einem Durchmesser von 0,3 bis 0,8 mm wie oben beschrieben und dann feine Partikel mit einem Durchmesser im Bereich von größer gleich 10 μm bis kleiner 100 μm, vorzugsweise zwischen 10 und 80 μm, abzuschießen.
Es wurde ebenfalls festgestellt, dass die Beschussgeschwindigkeit 50 bis 160 m/sec beträgt, vorzugsweise 60 bis 140 m/sec, so dass die feinen Partikel keine Mikrorisse oder ein örtliches Verformungsband erzeugen, die bzw. das für die Dauerfestigkeit der Oberflächenschicht schädlich sind bzw. ist, und dass es zur Verhinderung von Oberflächenfehlern wirksam ist, die Temperatur in der Oberflächenschicht der Feder während des Beschusses mit feinen Partikeln so zu steuern, dass sie niedriger ist als die Temperatur, bei der eine Regeneration/Rekristallisation eintritt.
Es wurde festgestellt, dass bei einer Nitriertemperatur im Bereich von etwa 500°C bis einschließlich 450°C der Stickstoff bis zu einer Tiefe eindringt, die nicht sehr verschieden ist von der Beschusstiefe der Partikel mit einem Durchmesser von 0,3 bis 0,8 mm, obwohl der Bereich der plastischen Verformung der Oberfläche durch den Beschuss mit den feinen Partikeln relativ flach ist.
Deshalb ist es ebenfalls wirksam, nur den Beschuss mit feinen Partikeln vorzunehmen und den Beschuss mit den Partikeln mit dem Durchmesser von 0,3 bis 0,8 mm wegzulassen. Auf dieser Basis begrenzt der Anspruch 2 die Beschussbedingungen.
Das Nitrieren oder das Carbonitrieren bei niedrigen Temperaturen wird bei einer Temperatur von ca. 500°C oder darunter durchgeführt, um hauptsächlich Stickstoff, wahlweise auch zusätzlich teilweise Kohlenstoff in den Oberflächenabschnitt der Feder einzubringen. Als Ergebnis des Eindringens von Stickstoff (wahlweise mit einem geringen Kohlenstoffanteil) in den Oberflächenabschnitt der Feder entsteht im Oberflächenabschnitt ein hohe Druckeigenspannung. Der Beschuss mit feinen Partikeln gemäß der vorliegenden Erfindung wird selbst bei einer vergleichsweise harten Feder mit einer Oberflächenhärte von ca. Hv 800 bis 1100 nach dem Nitrieren als wirksam anerkannt. Beim Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,2 und 0,9 mm nach dem Nitrieren wird die Druckeigenspannung bis zu einem tieferen Bereich im Vergleich mit dem Fall, in dem dieser Partikelbeschuss nach dem Nitrieren nicht erfolgt, aufgebaut. Dies vermeidet Ermüdungsbrüche ausgehend von einem nicht metallischen Einschluss oder einem Mikroriss in einer Tiefe von 0,5 mm unter der Oberfläche auf wirksame Weise.
Nach dem Beschuss mit relativ großen Partikeln auf Eisenbasis mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm wie oben beschrieben erfolgt erfindungsgemäß ein Beschuss mit feinen Partikeln unter optimal Bedingungen. Durch diese Behandlung können Ermüdungsbrüche, die sowohl von der Oberflächenschicht als auch von einem inneren nicht metallischen Einschluss ausgehen, selbst bei wiederholter hoher Belastung vermieden werden.
Der Beschuss nach dem Nitrieren wird wie folgt durchgeführt. Zunächst werden Hartmetallpartikel aus Stahl oder dgl. mit einem Durchmesser zwischen 200 und 900 μm und einer Härte von Hv 500 bis 800, die weicher sind als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der zu behandelnden Feder (Mikro-Vickershärte in einer Tiefe von ca. 5 μm unter der äußersten Oberfläche), mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec abgeschossen, um die Druckeigenspannung bis zu einem vergleichsweise tiefen Abschnitt im Innern der Feder aufzubauen, während die Entstehung eines schädlichen Mikrorisses in der Oberflächenschicht vermieden wird.
Alternativ erfolgt der Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,5 und 0,9 mm und einer Härte von Hv 500 bis 800 und dann mit Partikeln mit einem Durchmesser zwischen 0,2 und 0,4 mm und einer Härte von Hv 500 bis 800, um eine hohe Druckeigenspannung im Innern der Feder einschließlich eines Bereichs, der sich vergleichsweise nahe an der Oberflächenschicht befindet aufzubauen, während die Entstehung schädlicher Mikrorisse und dgl. in der Oberflächenschicht vermieden wird (Anspruch 7).
Anschließend werden Metallpartikel mit einer Härte von Hv 600 bis 1100, die gleich groß oder kleiner als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der nitrierten Feder vor dem obigen Partikelbeschuss ist, einer kugeligen oder nahezu kugeligen Form, einem mittleren Durchmesser sämtlicher Beschusspartikel von höchstens 80 μm und einem mittleren Durchmesser jedes einzelnen Partikels ab 10 μm und unter 100 μm, vorzugsweise mit einem mittleren Durchmesser sämtlicher Beschusspartikel von höchstens 65 μm und einem mittleren Durchmesser jedes einzelnen Partikels von 10 bis 80 μm, und einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 m/sec, vorzugsweise 60 bis 140 m/sec, abgeschossen (im Folgenden wird eine derartige Technik des Beschusses mit Hartmetallpartikeln als ”SS-Behandlung” bezeichnet).
1 zeigt die experimentellen Ergebnisse, die den Einfluss der Aufprallgeschwindigkeit der feinen Partikel auf die Druckeigenspannung in der Nähe der Oberfläche einer Feder haben, die mit kohlenstoffreichen Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,6 mm (Härte: Hv 550) bei einer Geschwindigkeit von 70 m/sec in einem Schritt des Kugelstrahlen beschossen worden sind. Die Feder enthielt: C 0,60%; Si 1,45%; Mn 0,68%; Ni 0,28%; Cr 0,85% und V 0,07% (Einheit: Masseprozent) und hatte nach dem Nitrieren und dem ersten Kugelstrahlen eine Oberflächenhärte von Hv 930.
Aus dieser Figur ist zu ersehen, dass die Aufprallgeschwindigkeit von ca. 95 m/sec optimal ist, bei der die Druckeigenspannung bis zu 1900 (N/mm²) oder mehr sowohl in der äußersten Oberflächenschicht als auch in einer Tiefe von 10 μm unter der Oberfläche erreicht. Bei diesem Experiment betrug der Nenndurchmesser der Beschusspartikel 50 μm, der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel betrug für die ersten (neuen) Produkte, die mit n = 60 gezählt wurden, der mittlere Durchmesser der größten Partikel betrug 80 μm oder weniger, und der mittlere Durchmesser der kleinsten Partikel betrug 50 μm.
Die Form der Partikel entsprach einer Kugel oder einem Ellipsoid, das sich einer Kugel nähert, in dem die Mehrzahl der Partikel ein Verhältnis der größten zu den kleinsten Durchmessern von 1,1 oder kleiner haben, wobei ein äußerst kleiner Anteil ein Verhältnis von 1,5 oder größer hat, jedoch keine rechtwinkligen scharfen Kanten aufweist.
Die mittlere Härte betrug Hv 860, und die relative Wichte 8.2. Der Beschuss erfolgte, während die Temperatur so geregelt wurde, dass der Grenzwert des momentanen Temperaturanstiegs der Eisengrundmasse der Oberflächennitridschicht der Feder (ohne den Anteil der Stickstoffverbindung), der durch den Aufprall hervorgerufen wird, hinreichend niedrig ist, um eine effektive Kaltverfestigung unter Wechselwirkung der Stickstoffatome zu gestatten, und niedriger als die Temperatur, bei der Erweichen aufgrund der Erholung/Rekristallisation der Oberflächenschicht der Feder eintritt.
Die Bestätigung, dass eine derartige Temperaturregelung greift, erfolgt mittels einer Technik wie beispielsweise der Messung der Mikro-Vickershärte, der Beobachtung bei starker Vergrößerung unter Verwendung eines Elektronenmikroskops für die Oberfläche eines Prüflings nach dem Kugelstrahlen etc.
Wie aus den experimentellen Ergebnissen von 1 ersichtlich ist, überschreitet die maximale Druckeigenspannung nahe der Oberflächenschicht (von der äußersten Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe von 10 μm unter der Oberfläche) einen Wert von 1800 MPa im Bereich der Geschwindigkeit v von 90 bis 152 m/sec und zeigt eine gute Verteilung. Insbesondere bei v = 90 m/sec beträgt die Druckeigenspannung in der äußersten Oberfläche ca. 2000 MPa und die Verteilung ist gut, was darauf hinweist, dass die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit stark ausgeprägt ist. Mit anderen Worten, beim Beschuss mit Partikeln aus Schnellarbeitsstahl mit einem mittleren Durchmesser sämtlicher Partikel von 63 μm bei v ≤ 152 m/sec entstehen kaum Fehler, die die Dauerfestigkeit eventuell beeinträchtigen könnten, wie etwa ein örtliches adiabatisches Scherband in der Nähe der Werkstückoberfläche und ein Riss in einer Nitridverbindungsschicht.
Überschreitet die Geschwindigkeit jedoch 170 bis 190 m/sec während desselben Partikelbeschusses, entstehen ein Mikroriss und ein ausgeprägtes Verformungsband nahe der Oberfläche, und die Eigenspannung wird ebenfalls niedriger als im Falle der niedrigeren Geschwindigkeit.
In Anbetracht des oben Gesagten wird gemäß der vorliegenden Erfindung der obere Grenzwert der Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel mit 190 m/sec festgelegt.
Ist die Beschussgeschwindigkeit der Mikropartikel höher als 190 m/sec, entsteht in der Nitridoberfläche ein Mikroriss oder die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit nimmt ab, weil die Oberflächenschicht durch die Behandlung spröde wird. Die Größe der feinen Partikel beeinflusst die Dauerfestigkeit der Feder in der Weise, dass dann, wenn es unter den Partikeln scharfkantige gibt, die die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit abnimmt und dass dann, wenn große Partikel mit einem mittleren Durchmesser von 100 μm oder darüber vorhanden sind, die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit verloren geht.
Des Weiteren lässt sich Folgendes beobachten: Die Beschussgeschwindigkeit im Schnittpunkt der Spannungskurven der äußersten Oberflächenschicht und der Tiefe von 10 μm unter der Oberfläche beträgt 95 m/sec. Im Bereich der Beschussgeschwindigkeit, die 20% mit diesem Schnittpunkt als Mittelpunkt abdeckt (76 bis 114 m/sec), beträgt die Druckeigenspannung in der Oberfläche 1800 MPa oder mehr, was darauf hinweist, dass eine hohe Druckeigenspannung über eine vergleichsweise dicke Oberflächenschicht erzielt werden kann.
Es ist zu beachten, dass die Verbesserung der Dauerfestigkeit eher in einem niedrigeren Geschwindigkeitsbereich zu erwarten ist als in einem Bereich, in dem die maximale Druckeigenspannung in der Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe von 10 μm unter der Oberfläche erzielt wird. Das heißt, die Eigenspannung beträgt etwa mindestens 1700 MPa bei einer Beschussgeschwindigkeit von 60 m/sec oder darüber, was gute Testergebnisse der Dauerfestigkeit liefert.
Analog werden besonders gute Ergebnisse der Dauerfestigkeit bei einer Beschussgeschwindigkeit von 130 bis 150 m/sec mit einer mittleren Geschwindigkeit von 140 m/sec oder niedriger erwartet. Demzufolge wird der gewünschte Geschwindigkeitsbereich der vorliegenden Erfindung mit 60 bis 140 m/sec festgelegt. 2 zeigt die Verteilung der Eigenspannung, wenn feine Partikel mit einem mittleren Durchmesser sämtlicher Partikel von 63 μm bei Geschwindigkeiten von 90 m/sec und 190 m/sec abgeschossen werden.
Als Nächstes wurde das gleiche Experiment wie das oben beschriebene durchgeführt, wobei diesmal Stahlpartikel mit einer etwas geringeren Härte, Hv 700, und einem mittleren Nenndurchmesser sämtlicher Partikel von 50 μm, einem realen mittleren Durchmesser sämtlicher Partikel von 40 μm und einem maximalen Durchmesser von etwa 75 μm verwendet wurden. Bei einer Geschwindigkeit von 190 m/sec wurde als Ergebnis die Entstehung eines Mikrorisses in der Verbindungsschicht sowie lokales Abblättern wie im Fall des Beschusses mit Partikeln aus Schnellarbeitsstahl beobachtet. Bei einer Geschwindigkeit zwischen 60 und 140 m/sec überstieg die maximale Druckeigenspannung nahe der Oberflächenschicht 1700 MPa, obwohl dies geringfügig niedriger war als im Fall des Beschusses mit Partikeln aus Schnellarbeitsstahl, was auf eine starke Wirkung zur Verbesserung der Dauerhaftigkeit hinweist.
Bei diesem Experiment betrug die Oberflächenhärte eines nitrierten Federprüflings ca. Hv 930. Die Oberflächenhärte der Feder nach dem Beschuss mit feinen Partikeln erhöhte sich nur geringfügig auf etwa Hv 950. Es wurde jedoch bestätigt, dass sich eine hohe Druckeigenspannung in der Werkstückoberflächenschicht durch Partikel mit einer Härte gleich der oder niedriger als die Härte in der äußersten Oberflächenschicht des Werkstücks aufgebaut hat.
3 ist eine Darstellung von Partikeln unterschiedlicher Größe, die gegen eine Feder des gleichen Typs abgeschossen wurden, wie er im Experiment von 1 verwendet wurde, bei dem Partikel aus kohlenstoffreichem Stahl mit einem Durchmesser von 0,6 mm gegen einen ölbad-angelassenen Draht für Ventilfedern hoher Festigkeit nach dem Nitrieren abgeschossen wurden.
In dieser Figur repräsentiert die X-Achse den ursprünglichen Nenndurchmesser der Beschusspartikel (den auf einem Beutel ungebrauchter Partikel angegebenen Nenndurchmesser), und die Y-Achse repräsentiert die Druckeigenspannung in der Oberfläche. Das Material der Strahlpartikel für alle Größen ist Schnellarbeitsstahl mit einem spezifischen Gewicht von 8.2. Die ursprüngliche mittlere Härte der Partikel beträgt Hv 860 für den Nenndurchmesser von 50 μm (der ursprüngliche mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel beträgt ca. 63 μm wie gemessen) und wird mit zunehmendem Nenndurchmesser niedriger. Bei einem Nenndurchmesser von 200 μm beträgt die Härte Hv 770.
Die Zahlen in der Figur geben die Aufprallgeschwindigkeiten in m/sec der Partikel auf der Federoberfläche an. Aus dieser Figur wird deutlich, dass die Wirkung des Aufbaus einer Druckeigenspannung auf der Oberfläche beim Beschuss mit Partikel mit einem Nenndurchmesser von 100 μm im Vergleich mit dem Fall des Nenndurchmessers von 50 μm stark abnimmt. Der mittlere Durchmesser der größten Partikel der neuen Partikel mit einem Nenndurchmesser von 100 μm betrug 125 μm. Analog betrug der mittlere Durchmesser der größten Partikel der neuen Partikel mit einem Nenndurchmesser von 50 μm 80 μm (in beiden Fällen Ergebnisse der Messungen von n = 60). Sämtliche Partikel waren frei von scharfen Kanten, und sie hatten hauptsächlich eine Kugelform und teilweise die Form eines sich einer Kugel annähernden Ellipsoids.
Feine Partikel mit scharfen Kanten sind unerwünscht, da sie dazu neigen, die Dauerfestigkeitskennwerte zu verschlechtern. Ist außerdem die Durchmesserabweichung der feinen Partikel mit einem mittleren Durchmesser von 44 μm groß und sind Partikel mit einem Durchmesser im Bereich von 90 bis einschließlich 105 μm mit einem Anteil von mindestens einigen Prozent beigemischt, nimmt die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit im Vergleich zu Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von 44 μm und einem maximalen Durchmesser von ca. 75 μm ab.
Während also die Verbesserung der Dauerfestigkeit einer Feder vom mittleren Durchmesser sämtlicher Strahlpartikel beeinflusst wird, wird die Dauerfestigkeit durch enthaltene Partikel mit einem großen maximalen Durchmesser verschlechtert.
In Anbetracht dieser Tatsache wird gemäß der vorliegenden Erfindung der obere Grenzwert der Größe mit unter 100 μm, vorzugsweise 80 μm, festgelegt, da vorhandene Partikel mit einem Durchmesser über 80 μm die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit tatsächlich schwächen, obwohl sie die Wirkung erbringen.
Es ist zu beachten, dass abgeschossene Partikel mit einem mittleren Durchmesser kleiner als der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel oder der Nenndurchmesser die Beschusswirkung nicht behindern, wenn sie eine Kugelform oder nahezu eine Kugelform haben, keine rechteckigen Abschnitte aufweisen, ein spezifisches Gewicht von 7,0 bis 9,0 und eine Härte von Hv 700 bis einschließlich 1100 besitzen. Bei einem mittleren Durchmesser aller Partikel unter 50 μm, tragen solche Partikel eher dazu bei, Härte und Druckeigenspannung der äußersten Oberflächenschicht der Feder zu erhöhen. Mit kleiner werdendem Partikeldurchmesser werden jedoch auch die Härte und die Dicke, in der die Eigenspannung Einfluss nimmt, geringer.
Demzufolge wird für das Behandlungsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel mit 20 μm als bevorzugte Bedingung festgelegt. Das Vorhandensein einer kleinen Menge Mikropartikel mit einem Durchmesser von 10 μm oder kleiner ist bei der vorliegenden Erfindung zulässig, wenn die Eigenschaften wie Form und relative Wichte denen der in den Patentansprüchen definierten Partikel entsprechen, da die Beschusswirkung durch den Gehalt einer vergleichsweise kleinen Menge solcher Partikel nicht beeinflusst wird.
Im Allgemeinen wird es mit kleiner werdendem Nenndurchmesser der Beschusspartikel schwieriger, die Partikel ohne Größenabweichungen herzustellen oder zu verwenden. Demzufolge lässt sich selbst bei einer Festlegung des Nenndurchmessers keine gute Wirkung erzielen, sofern nicht diese Verteilung bei der Wahl der Partikel berücksichtigt wird.
Beträgt die Härte der nitrierten Oberflächenschicht einer Feder ca. Hv 850 oder darüber, wird ein Teil der kinetischen Energie der abgeschossenen Partikel beim Aufprall zur Verformung der Oberflächenschicht der Feder selbst dann verbraucht, wenn die Partikel eine Härte gleich der oder niedriger als die der Oberflächenschicht der Feder haben, was in einem kurzzeitigen Anstieg der Temperatur der Oberflächenschicht resultiert. Dies trägt zur Verbesserung der Streckgrenze und der plastischen Verformung der nitrierten Oberflächenschicht der Feder bei, wodurch die Versetzungsvervielfachung durch eine Wechselwirkung zwischen Stickstoffeinlagerungsatomen in fester Lösung und beweglichen Versetzungen erleichtert und die Härtung durch Versetzungsverankerung entwickelt wird.
Wenn die Härte der feinen Partikel unter Hv 600 sinkt, nimmt die Wirksamkeit der Erzeugung von Eigenspannung in der Oberflächenschicht der Feder ab. Deshalb wird der untere Grenzwert der Härte mit Hv 600 festgelegt. Da jedoch die Verformung der Oberflächenschicht der Feder und die Erzeugung einer Druckeigenspannung möglich sind, wenn die Härte zwischen Hv 500 und 600 beträgt, kann der untere Grenzwert der Härte wahlweise mit Hv 500 oder darüber festgelegt werden.
Ist die Härte der abgeschossenen Partikel höher als die der nitrierten Federoberfläche, besteht die Gefahr, dass sich ein Mikroriss von der Federoberfläche aus bildet, der die Dauerfestigkeit zunichte macht. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird demzufolge der obere Grenzwert der Partikelhärte mit einem Wert gleich oder kleiner als die Härte der Federoberfläche festgelegt.
Im Folgenden wird ”Kaltverfestigung bei Wechselwirkung mit Stickstoffatomen” beschrieben. Eine Nitridverbindung auf Eisenbasis wie ein Epsilon-Eisennitrid kann sich manchmal auf der Oberfläche eines nitrierten Federstahlmaterials bilden. Des Weiteren wird im Innern des Materials vergleichsweise feines Eisennitrid durch einen Teil der Stickstoffatome, die in den Stahl eindiffundiert eingedrungen sind, gebildet, was zu einer Erhöhung der Härte beiträgt.
Zusätzlich dazu gibt es in der Eisengrundmasse Stickstoffeinlagerungsatome, die zu einer Verbesserung der Druckeigenspannung beitragen. Die Stickstoffeinlagerungsatome halten einer plastischen Verformung während der SS-Behandlung stand. Sobald in der Oberflächenschicht des Werkstücks die plastische Verformung einsetzt, werden die Stickstoffeinlagerungsatome jedoch durch Erwärmung beeinflusst, da eine Versetzung kinematisch aktiviert wird, wobei die Versetzung zumindest teilweise im Zuge eines Anstiegs der Diffusionsgeschwindigkeit der Stickstoffatome in das Eisen fixiert und die Versetzungsvervielfachung erleichtert wird, um die Große der Versetzungszellen (Subkorn) zu verringern.
Dies trägt dazu bei, die Entstehung eines wandernden Verformungsbandes aufgrund wiederholter Belastung in der Oberflächenschicht der Feder während der Verwendung der Feder zu vermeiden und letztendlich die Entstehung eines Mikrorisses, der zu einem Ermüdungsbruch führt, zu verhindern. Stickstoff hat im Vergleich mit Kohlenstoff eine erheblich höhere Löslichkeit in Feststoffen. Darüber hinaus wird davon ausgegangen, dass die Koexistenz mit Mangan, Silizium und dgl. im Stahl die Löslichkeit in Feststoffen im Vergleich zur einem Eisen-Stickstoff-Stahl auf Basis von zwei Elementen auf ein deutlich höheres Niveau anhebt. Unter diesem Gesichtpunkt sowie in Anbetracht der obigen Beschreibung sind das Nitrieren und die anschließende SS-Behandlung des Federstahls zur Verbesserung der Federeigenschaften sehr wirksam.
Unter Berücksichtigung des Einflusses der Größe der Strahlpartikel wie oben beschrieben betrgt gemäß der vorliegenden Erfindung der ursprüngliche mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel höchstens 80 μm, der Durchmesser jedes Partikels liegt im Bereich von 10 μm bis unter 100 μm, die Form der Partikel ist eine Kugel oder nahezu eine Kugel ohne rechteckige Kanten, die relative Wichte beträgt 7,0 bis 9,0, hauptsächlich bezüglich eines preisgünstigen und leicht verfügbaren Stahlmaterials und die Härte liegt im Bereich von Hv 600 bis 1100 und ist gleich groß wie oder niedriger als der Härte der Oberflächenschicht der Feder, bevor sie dem Partikelbeschuss unterworfen wird. Vorzugsweise beträgt der ursprüngliche mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel zwischen 65 bis 50 μm und 20 μm, und der mittlere Durchmesser jedes Partikels beträgt höchstens 80 μm.
Als Nächstes wird das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben, das auf die Verbesserung der Dauerfestigkeit einer Feder gerichtet ist, die keiner Nitrierung (und Carbonitrierung bei niedrigen Temperaturen) unterzogen wird.
In herkömmlicher Weise wird zur Verbesserung der Druckeigenspannung in der Oberfläche einer Feder, die nicht nitriert oder bei niedrigen Temperaturen carbonitriert wurde, (I) Kugelstrahlen dadurch verbessert, dass ein Material mit höherer Festigkeit als die des herkömmlichen Materials verwendet wird, oder (II) Kugelstrahlen bei Verwendung des gleichen herkömmlichen Materials verbessert wird.
Zur Verbesserung des in (I) und (II) genannten Kugelstrahlens sind folgende Verfahren bekannt:
Ein Verfahren, bei dem die Feder vor dem Beschuss mit Partikeln mit einer Spannung beaufschlagt wird (Spannungs-Kugelstrahlen);
ein Verfahren, bei dem der Beschuss mit Partikeln in zwei oder drei Stufen erfolgt, wobei der Partikeldurchmesser sequentiell verkleinert wird;
und ein Verfahren, bei dem der Beschuss mit den Partikeln erfolgt, während die Feder erwärmt wird.
Mit zunehmender Festigkeit der Feder verbessert sich ihre Elastizitätsgrenze, wodurch eine höhere Eigenspannung gegeben ist. Wie jedoch z. B. bereits in der zum Stand der Technik gehörigen Technik 4, der oben genannten japanischen Offenlegungsschrift Nr. 64-83644 ”High-strength spring” beschrieben, nimmt die Zuverlässigkeit der Federeigenschaften ab, wenn eine Druckeigenspannung von 1079 MPa (110 kgf/mm²) oder darüber in der Nähe der Oberfläche eines ölbad-angelassenen Drahtes mit hoher Festigkeit aufgebaut wird, der eine höhere Zugfestigkeit aufweist als ein ölbadangelassener Silizium-Chrom-Stahldraht für Ventilfedern gemäß JIS G3561 (1994) und eine chemische Zusammensetzung hat, die von der der JIS-Vorschrift nach der herkömmlichen Technik verschieden ist. Dies ist zu bedenken, da die Bildung eines Mikrorisses in der Oberfläche ebenfalls einen Einfluss auf die Zunahme der Eigenspannung hat.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wunde jedoch Folgendes festgestellt: Es wird eine Druckeigenspannung von ca. 1200 bis 1600 MPa in der äußersten Oberfläche einer Feder aus einem hochfesten ölbad-angelassenen Draht für Ventilfedern aufgebaut, zum Teil deshalb, weil die Elastizitätsgrenze des Federmaterials durch eine Zunahme der Festigkeit der Feder erhöht wird und außerdem ein Mikroriss und dgl., der die Dauerfestigkeit der Feder verschlechtern kann, vermieden werden kann.
Die hohe Festigkeit eines hochfesten ölbad-angelassenen Drahtes sollte in geeigneter Weise eine Zugfestigkeit sein, die höher ist als die des ölbad-angelassenen Silizium-Chrom-Stahldrahtes für Ventilfedern gemäß JIS-Vorschrift, die derzeit weltweit für Ventilfedern gilt, z. B. eine Zugfestigkeit, die 2060 MPa bei einem Drahtdurchmesser von 2,6 mm übersteigt, eine Zugfestigkeit, die 2010 MPa bei einem Drahtdurchmesser von 3,2 mm übersteigt, eine Zugfestigkeit, die 1960 MPa bei einem Drahtdurchmesser von 4,0 mm übersteigt, und eine Zugfestigkeit, die 1910 MPa bei einem Drahtdurchmesser von 5,0 mm übersteigt.
Ein Draht, dessen Zugfestigkeit gegenüber den obigen Werten für den jeweiligen Drahtdurchmesser um etwa 300 bis 200 MPa höher ist, ist geeignet. Der Grund hierfür ist, dass eine übermäßig hohe Zugfestigkeit die Verformbarkeit der Feder verschlechtert und Ermüdungsbruch aufgrund eines winzigen Fehlers wie eines nicht metallischen Einschlusses verursacht, obwohl sie für den Aufbau der Eigenspannung vorteilhaft ist.
Weitere Ansprüche der Erfindung richten sich auf Federn mit hoher Dauerfestigkeit, die sich unter Verwendung eines solchen hochfesten Materials ohne Nitrieren herstellen lassen. Es wurde außerdem festgestellt, dass eine hohe Eigenspannung und eine Verbesserung der Dauerfestigkeit durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung bei Perlitstahl, der durch Drahtziehen oder Walzen verstärkt wird, bei einem ölbad-angelassenen Silizium-Chrom-Stahldraht nach JIS und bei einem dünnen Federblech und einem feinen Federdraht verwirklicht werden kann.
In Schritt (B) des in dem entsprechenden Anspruch definierten Verfahrens ist das Material der abgeschossenen feinen Partikel ein kohlenstoffreicher Schnellarbeitsstahl oder dgl., das ähnlich dem der Feder ist und einen Elastizitätsmodul gleich dem der Feder besitzt. Die elastische Verformung ist dementsprechend verteilt, so dass sie auf der Federoberfläche und den Strahlpartikeln gleichzeitig vorliegt. Dies wird als ein Faktor bei der Unterdrückung der Entstehung von Mikrorissen und übermäßiger Verformung der Oberflächenschicht gewertet, die die Dauerfestigkeit zusammen mit der Tatsache beeinträchtigen, dass die Partikel fein sind und keine rechteckigen Kanten haben.
Die starke Zunahme der Druckeigenspannung durch den Beschuss mit feinen Partikeln wie oben beschrieben hängt mit der Einführung von Versetzungen aufgrund der starken plastischen Verformung und der Fixierung einer großen Anzahl solcher eingeführten Versetzungen durch Kohlenstoffatome zusammen, die sich mit Partikelkollisionen wiederholen.
Dies bedeutet im Einzelnen, dass die Zufuhr von Kohlenstoffatomen die Vervielfachung von Versetzungen aus folgendem Grund vereinfacht. Kohlenstoff, der ursprünglich im Federmaterial in Form eines Eisencarbids vorliegt, wird nämlich durch einen sehr kurzzeitigen hohen Anstieg des Drucks und der Temperatur aufgrund des Beschusses mit feinen Partikeln thermisch instabil gemacht, wodurch ein Teil dieses Kohlenstoffs in kurzer Zeit abgebaut wird.
Die resultierenden freien Kohlenstoffatome diffundieren um die Versetzungen, wobei sie das elastische Spannungsfeld der Versetzungen abbauen und außerdem der Bewegung der Versetzungen entgegen wirken, wodurch die Vervielfachung der Versetzungen unterstützt wird. Dies resultiert in der Verringerung der Größe der Versetzungszellstrukturen und verschafft der Oberflächenschicht die Härtung und eine hohe Druckeigenspannung, ohne dabei die Zähigkeit und Bildsamkeit einzubüßen.
Bei martensitaushärtendem Stahl (4), der kaum Kohlenstoff enthält, geht man davon aus, dass der Anstieg der Versetzungdichte und nicht die Zerlegung des Eisencarbids hauptsächlich zum Anstieg der Druckeigenspannung und Härte in der Nähe der Oberfläche durch den Beschuss mit feinen Partikeln beiträgt (beim Nitrieren erleichtern die Zerlegung einer Nitridverbindung und die Verringerung der Mobilität der Versetzungen aufgrund der Versetzungsverankerung eine Zunahme der Versetzungsdichte und der Versetzungverankerung).
4 zeigt den Einfluss der Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel auf Eisenbasis mit einem Nenndurchmesser von 50 μm auf die Biegefestigkeit eines Bleches nach dem Strahlen aus feinem Perlit mit der Zusammensetzung: C 0,57%; Si 1,5%; Mn 0,7%; Cr 0,68% (Einheiten sämtlich in Masseprozent), Verunreinigungen und Eisen (Rest), das einem Kaltdrahtziehen gefolgt von Kaltwalzen unterzogen wird, mit einer Dicke von 0,97 mm und einer mittleren Oberflächenhärte von Hv 537 bis 589 (bei kohlenstoffreichen Stahlpartikeln ist die ursprüngliche mittlere Härte Hv 865, die relative Wichte ist 7,5, der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel beträgt 37 μm, der mittlere Durchmesser der einzelnen Partikel bewegt sich im Bereich von 10 bis 75 μm und die Form ist eine Kugelform oder nahezu eine Kugelform ohne scharfe Kanten; bei Partikeln aus Schnellarbeitsstahl ist die ursprüngliche mittlere Härte Hv 860, die relative Wichte ist 8,2, der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel beträgt 63 μm, der maximale mittlere Durchmesser der einzelnen Partikel beträgt 80 μm und der minimale mittlere Durchmesser der einzelnen Partikel beträgt 50 μm, beide für n = 60 gemessen).
Aus dieser Figur ist ersichtlich, dass die optimale Beschussgeschwindigkeit im Bereich einer Aufprallgeschwindigkeit von 100 m/sec liegt. Werden Partikel aus Schnellarbeitsstahl mit Aufprallgeschwindigkeiten von 107 m/sec und 183 m/sec abgeschossen, betrug die Druckeigenspannung in der äußersten Oberfläche bei beiden Aufprallgeschwindigkeiten 950 MPa. Trotz dieser Tatsache ist die Dauerfestigkeit bei der ersten Geschwindigkeit höher als bei der zweiten. Dies weist darauf hin, dass die Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht oder die Bildsamkeit und Zähigkeit der Federoberfläche die Zunahme der Eigenspannung beeinflussen. Genauer ausgedrückt wird davon ausgegangen, dass die Entstehung eines Mikrorisses und die Verringerung der Bildsamkeit und Zähigkeit in der Oberflächenschicht der Feder eingetreten sind, als die Beschussgeschwindigkeit 183 m/sec betragen hat. Bei einer Beschussgeschwindigkeit von 183 m/sec ist also die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit schwächer als im Falle der Beschussgeschwindigkeit von 160 m/sec oder darunter, obwohl die Wirkung gegeben ist.
Demzufolge wird die Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel in den Ansprüchen 3, 4 und 6 mit 160 m/sec oder darunter festgelegt, vorzugsweise mit 140 m/sec oder darunter. Beträgt die Beschussgeschwindigkeit weniger als 50 m/sec, schwächst sich die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit ab. Deshalb wird der untere Grenzwert mit diesem Wert festgelegt. Vorzugsweise wird der untere Grenzwert mit 60 m/sec festgelegt. Des Weiteren wurden die gleichen Federtypen wie die in 4 dargestellten behandelten Feder gestrahlt, indem der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel variiert wurde.
Als Ergebnis fiel die Dauerfestigkeit der Federn nach dem Beschuss mit den Partikeln, bei denen der Nenndurchmesser neuer Partikel auf 100 μm, 200 μm und 300 μm vergrößert worden war, drastisch ab (5). Als Grund, warum die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit schwächer wird, wenn die Partikelgröße zunimmt, wird angenommen, dass u. a. der Aufbau der Druckeigenspannung in der oberflächennahen Schicht schwächer und außerdem das Ausmaß der Härtezunahme geringer werden. Demzufolge werden gemäß der vorliegenden Erfindung der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel mit maximal 80 μm und der mittlere Durchmesser der einzelnen Partikel mit maximal 100 μm festgelegt. Bei Überschreiten dieser Werte nimmt die Wirksamkeit ab, obwohl sie noch gegeben ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde der mittlere Mindestdurchmesser der auf die nicht nitrierte Federoberfläche abgeschossenen Partikel mit 10 μm festgelegt, weil bei einem kleineren Wert die Tiefe, bis zu der die Druckeigenspannung beim Strahlen vordringt, einige Mikrometer oder weniger beträgt, was darauf hinweist, dass die Tiefe, in der eine ausreichende Druckeigenspannung erzielt wird, abnimmt. Partikel mit einem Durchmesser von 10 μm oder weniger können jedoch enthalten sein, ohne die Qualität zu verringern, wenn diese enthaltene Menge klein ist. Der maximale mittlere Durchmesser wurde mit bis zu 100 μm festgelegt, weil bei einem maximalen mittleren Durchmesser gleich groß wie oder größer als dieser Wert die Wirkung der Verbesserung der Eigenspannung und der Härte der Oberflächenschicht schwächer wird.
Der maximale mittlere Durchmesser sämtlicher Beschusspartikel wurde mit 80 μm festgelegt, weil die Wirkung der Verbesserung der Dauerhaftigkeit stärker ist als in dem Fall, in dem der mittlere Durchmesser sämtlicher Partikel 100 μm beträgt. Die relative Wichte wurde mit 7,0 bis 9,0 festgelegt, weil die Absicht bestand, Partikel aus einem Stahlmaterial zu verwenden, das vergleichsweise kostengünstig und leicht verfügbar ist. Verglichen mit dem Elastizitätsmodul einer Stahlfeder von ca. 196 GN/m², beträgt das einer Feder aus Hartmetall 450 bis 650 GN/m². Im letztgenannten Fall konzentrieren sich die elastische und die plastische Verformung wahrscheinlich eher in der Oberflächenschicht der Zielfeder als in den abgeschossenen Partikeln. Im Falle von Hartmetall ist die Ungleichmäßigkeit der Oberfläche vergleichsweise groß, und ungleichmäßige Verformung wie adiabatische Scherverformungsbänder können leicht entstehen. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist die relative Wichte mit 7,0 bis 9,0 festgelegt, wobei die Absicht besteht, Partikel auf Eisenbasis teilweise deshalb zu verwenden, um eine übermäßige Konzentration der Verformung in der zu behandelnden Feder zu vermeiden.
Der untere Grenzwert der Härte der gegen die nicht nitrierte Feder abgeschossenen Partikel wurde mit Hv 350 festgelegt, weil trotz der Tatsache, dass die Oberflächenhärte einer zu behandelnden Feder in vielen Fällen im Bereich von Hv 400 bis 600 liegt, die Wirkung der vorliegenden Erfindung auch mit Partikeln einer sogar geringfügig niedrigeren Härte als die des zu behandelnden Werkstücks erzielt wird.
Der obere Grenzwert der Härte der abgeschossenen Partikel wurde mit Hv 1100 festgelegt, weil dies der obere Härtegrenzwert für Stahlpartikel ist, die relativ kostengünstig sind und weil die Wirkung der Verbesserung der Dauerfestigkeit hinreichend ausgeprägt ist, wenn die Härte Hv 1100 oder weniger beträgt.
Der untere Grenzwert der Beschussgeschwindigkeit von Hartmetallpartikeln mit einem Durchmesser im Bereich zwischen 10 und unter 100 μm, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte von Hv 350 bis 1100 wurde mit 50 m/sec festgelegt, weil bei einem niedrigeren Wert die Beschussenergie, die dem Partikelbeschussbereich verliehen wird, mäßig ist, womit die Dauerhaftigkeit nicht ausreichend verbessert werden kann. Der obere Grenzwert der Beschussgeschwindigkeit der obigen Partikel wurde mit 160 m/sec festgelegt, weil bei Überschreiten dieses Werte die dem Partikelbeschussbereich verliehene Energie übermäßig hoch ist. Als Ergebnis wird die Druckeigenspannung in der Oberflächenschicht der Feder niedriger als in dem Fall mit der niedrigeren Beschussgeschwindigkeit, und die Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht wird gefördert, wodurch sich die Wirkung der Verbesserung der Dauerhaftigkeit der Feder im Vergleich zur aufgenommenen Energie abschwächt.
Es wurden zwei Typen nicht nitrierter Federprüflinge aus dünnem Stahlblech entsprechend der in 4 und 5 dargestellten Feder hergestellt, indem kohlenstoffreiche Stahlpartikel mit einem mittleren Durchmesser sämtlicher Partikel von 37 μm und einer Härte von Hv 865 bei einer Geschwindigkeit von 90 m/sec abgeschossen wurden. Diese Prüflinge wurden nach demselben Prozess hergestellt, mit der Ausnahme, dass das abschließende Glühen bei niedriger Temperatur (230°C) mit einem Typ durchgeführt wurde, während es beim anderen Typ entfiel.
Mit beiden Federprüflingen wurde anschließend ein Kriechtest bei 160°C durchgeführt. Als Ergebnis wurde festgestellt, dass die Feder ohne abschließendes Niedrigtemperatur-Glühen bei 230°C das gleiche Ausmaß an Kriechen zeigte wie die Feder, die dieser Glühbehandlung unterzogen worden war, und dass beide Federn einen hervorragenden Kriechwiderstand aufwiesen. Des Weiteren wurden Federprüfling mittels Beschuss mit Stahlkugeln mit einem Durchmesser von 0,3 mm bei einer Geschwindigkeit von 100 m/sec hergestellt und dem gleichen Test unterworfen. Als Ergebnis wurde festgestellt, dass der Prüfling, der dem abschließenden Niedrigtemperatur-Glühen unterworfen wurde, einen besseren Kriechwiderstand als der Prüfling ohne Glühbehandlung aufwies.
Als Grund hierfür wird angenommen, dass die Verformung der Carbide im Stahl des Ersten aktiver war als im Falle des Letztgenannten, wodurch eine vergleichsweise große Anzahl freier Kohlenstoffatome erzeugt wurde, die mit Hilfe dieser Verformung entstanden, und dass solche freien Kohlenstoffatome vermutlich die Bewegung der Versetzungen während des Kriechtests blockierten. Als jedoch eine kurzzeitige Verformung mit den beiden oben genannten Federtypen mit und ohne Niedrigtemperatur-Glühen bei 230°C bei Raumtemperatur unter der gleichen Spannungsbedingung erfolgte, wies die Feder ohne Glühbehandlung ein stärkeres Verformungskriechverhalten auf als die Feder mit der Glühbehandlung.
Aus den obigen Ergebnissen ergibt sich, dass nur der Beschuss mit Hartmetall-Mikropartikeln unzureichend für die Verankerung von Versetzungen ist, die in der Oberflächenschicht der Feder durch den Beschuss erzeugt wurden. Der Grund, warum das Kriechverhalten im Kriechtest bei 160°C nicht dadurch beeinflusst wird, ob das Niedrigtemperatur-Glühen bei 230°C durchgeführt worden ist oder nicht, besteht darin, dass die Verformung und das Verschwinden der Eisencarbide, d. h. der Zementite im Oberflächenbereich der Feder durch den Beschuss mit feinen Hartmetallpartikeln gegenüber dem Beschuss mit Metallpartikeln mit einem Durchmesser von 0,3 mm stärker ausgeprägt sind, was eine kurzzeitige Entwicklung der Kaltverfestigung aufgrund der Freisetzung der Kohlenstoffatome während des Temperaturanstiegs auf 160°C zulässt.
Es wird jedoch angenommen, dass der Temperaturanstieg aufgrund einer plötzlichen Erwärmung der Oberflächenschicht der Feder, die dem Partikelbeschuss ausgesetzt ist, im Wesentlichen umgekehrt proportional zum Durchmesser der Strahlpartikel ist. Als Grund hierfür wird Folgendes angenommen: Die Zeit, die zur Verformung der Oberflächenschicht der Feder durch den Aufprall der Partikel erforderlich ist, ist proportional zum Partikeldurchmesser, wenn die Härte der Partikel und die Qualität der Feder gleich sind. Bei kleinerem Partikeldurchmesser ist die zur Verformung erforderliche Zeit kürzer, und somit wird die Zeit, während der die bei der Verformung entstandene Wärme aus dem Verformungsbereich abgeführt wird. kürzer, was in einem Anstieg der Temperatur im Verformungsbereich resultiert. (Siehe Beschreibung und Formel (8) auf Seite 256 von ”Kotai no Masatsu to Junkatsu (Friction and lubrication of solid)” von Bowden & Taber, übersetzt von Norimune Soda, 4. Auflage, Maruzen, 1975.
Dieses Fachbuch beschreibt, dass die Kontaktzeit der aufprallenden Materialien proportional zur Quadratwurzel aus (Masse M : Kornradius r) ist, d. h. √(M : r). Da gemäß dieser Beschreibung √(M : r) ∞ r ist, verhält sich die Kontaktzeit proportional zu r).
Es wird angenommen, dass in der Oberflächenschicht der Feder, die dem Beschuss mit feinen Partikeln gemäß der vorliegenden Erfindung ausgesetzt ist, die Erwärmung aufgrund des Aufpralls sowie die Verformung und Kaltverfestigung durch Kohlenstoff- und Stickstoffatome stärker ausgeprägt sind als im Fall der Partikel mit einem Durchmesser von 0,3 mm.
Des Weiteren wird angenommen, dass Zementit zum Teil deshalb verformt wird, weil es die Eigenschaft hat, dass der Verformungswiderstand mit ansteigender Temperatur abnimmt. Es ist zu beachten, dass das Zementit verformt wird und teilweise verschwindet, wodurch seine Zerlegung unterstützt wird, wenn die Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel ca. 180 m/sec beträgt.
Die Zerlegung des Zementits verringert die Wirkung der Blockierung der Versetzung, die durch die Verformung im Eisen entsteht. Die Zerlegung gilt deshalb als eine Ursache für die Verringerung der Eigenspannung in der Oberfläche sowie der Beschussgeschwindigkeit. Es ist zu beachten, dass dann, wenn die Abweichung der Partikelgröße hinsichtlich des mittleren Durchmessers der abgeschossenen Partikel, der bei der vorliegenden Erfindung verwendet wird, groß wird und der Prozentsatz größerer Partikel zunimmt, die Wirkung der Verbesserung der Dauerhaftigkeit abgeschwächt wird. In Anbetracht dieser Tatsache sollte der maximale mittlere Durchmesser tatsächlich kleiner als 100 μm sein, vorzugsweise 80 mm oder darunter.
Als weitere Effekt des Beschusses mit feinen Partikeln nach der vorliegenden Erfindung wurde herausgefunden, dass die Verformung der Feder aufgrund des Beschusses verringert werden kann und als Ergebnis Unterschiede in der Größe von Federn in Massenproduktionen seltener auftreten. Als Grund für diesen Effekt wird angenommen, dass die Schicht, welche nach der vorliegenden Erfindung durch den Beschuss mit feinen Partikeln beeinflusst wird, vergleichsweise dünn ist, was zu einer Unterdrückung großer Verformungen der Federn beiträgt und dass die Aufprallgeschwindigkeit während des Feinpartikelbeschusses nach der vorliegenden Erfindung vergleichsweise gering ist, was im Vergleich zu Beschuss mit hoher Geschwindigkeit zu weniger Abweichung in der Beschussgeschwindigkeit beiträgt (6).
Wenn die Oberflächenschicht der so behandelten Feder aus Stahl mit hohem Kohlenstoffinhalt mit einem Transmissionselektronenmikroskop betrachtet wird, können Entstehen einer sehr kleinen Struktur (Subkorn) mit einer Krümmung des Verformungsbandes, welches durch Verformung der Oberfläche entsteht, beobachtet werden, sowie Entkopplung (Zertrümmerung) von Teilen der Zementitniederschläge mit sehr geringern Abstand zwischen ihnen und eine Zunahme der Dichte der Verwerfungen im Eisen. Wenn jedoch feine Partikel mit einer optimalen Beschussgeschwindigkeit nach der vorliegenden Erfindung abgeschossen wurden, trat Zementitentkopplung kaum auf. Es konnte keine klare Mikrostruktur (polygonale Struktur) aufgrund Regeneration/Rekristallisation festgestellt werden. Gleiches gilt für eine Struktur wie Martensit und Bainit.
Es ist effektiv, die Druckeigenspannung durch Kugelstrahlverfahren für Federn mit vergleichsweise großem Drahtdurchmesser oder Blattstärke, insbesondere einem Drahtdurchmesser von 1,5 bis 2,0 für Drahtfedern im Inneren eines relativ tiefen Teilbereichs der Oberflächenschicht zu erzeugen. Dies wird in weiten Teilen für Ventilfedern für Verbrennungsmotoren von Automobilen angenommen. Nach der vorliegenden Erfindung werden auch Partikel mit einem Durchmesser von 0, 2 bis 0,9 mm mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec. abgeschossen, um Ermüdungsbruch von einer nicht-metallischen Einschließung zu verhindern, indem die Druckeigenspannung tief im Inneren der Feder geschaffen wird. Bei Federn mit einem Drahtdurchmesser von 2,0 bis 2,5 mm oder mehr kann das Erscheinen von Rissen aus dem Inneren und einem Bereich nahe der Oberfläche bis zu einem gewissen Grad verhindert werden, indem Partikel mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,4 mm nach dem Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser von 0,5 bis 0,9 mm (Anspruch 7) abgeschossen werden, um die Eigenspannung in einer Schicht, welche verhältnismäßig nahe der Oberfläche liegt, zu verbessern. Nach solchem Beschuss mit Partikeln von 0,2 bis 0,9 mm ist die Druckeigenspannung der Oberfläche noch immer nicht ausreichend. Die nicht ausreichende Druckeigenspannung kann durch den Mikropartikelbeschuss nach der vorliegenden Erfindung verbessert werden. Bei Federn mit einem Drahtdurchmesser oder einer Blattstärke, welche geringer sind als der obige Wert, kann die Dauerfestigkeit durch den Beschuss mit Feinmetallpartikeln nach der vorliegenden Erfindung ohne Nitrierung verbessert werden und ist ebenfalls in der Behandlungsmethode gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten.
Um die Nachteile des Beschusses mit vergleichsweise großen Partikeln auszuräumen, werden mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 160 m/sec. Hartmetallpartikel mit einem Durchmesser von 20 bis weniger als 100 μm, einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 20 bis 80 μm, einer kugelartigen oder annähernde kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einem Eigengewicht von 7,0 bis 9,0 und einer Härte von 350 bis 1.100 Hv ausreichend abgeschossen, um eine stark behandelte Schicht an einem Stück zu schaffen, ohne Mikrorisse oder eine große Einkerbung, welche der Dauerfestigkeit in der Oberflächenschicht abträglich wären, zu schaffen, um eine große Druckeigenspannung zu erzeugen.
Die Fläche der zu beschießenden Feder, bei welcher die Lebensdauer verlängert werden soll, sollte vorzugsweise zu 100% oder mehr mit den obigen Partikeln unter Beschuss genommen werden. Der obige ausreichende Beschuss bezieht sich auf diese Deckung.
Die untere Grenze der anfänglichen Härte der Partikel mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm wurde aus folgenden Gründen mit 350 Hv angegeben: Partikel mit geringer Härte als jene der Federoberfläche werden wiederholt durch wiederholten Aufprall verformt und langsam kaltverfestigt, was die Härte erhöht. Ein Teil der Energie beim Aufprall wird für Verformung der Federoberflächenschicht verwendet, wenn die Härte der Partikel 350 Hv oder mehr beträgt. In Anbetracht dieser Tatsache wurde 350 Hv als untere Grenze festgelegt.
Wie vorstehend beschrieben wunde herausgefunden, dass gute Ergebnisses für nicht-nitrierte Federn mit einer geringeren Oberflächenhärte als jener von nitrierten Federn unter ähnlichen Bedingungen wie für nitrierte Federn erzielt werden können.
Die anfängliche Härte der abgeschossenen Partikel, welche hier benutzt werden, bezieht sich auf die Härte neuer Partikel. Die Werte für Härte u. ä., die in den Ansprüchen genannt werden, sind Werte für neue Partikel. Da die abzuschießenden Partikel allmählich abgenutzt und abgeschabt werden, sind in der vorliegenden Erfindung Partikel mit geringerer Größe als neue Partikel gebraucht. Daher ist es nötig, dass solche Partikel nicht durch Bruch während der Benutzung zu Partikeln mit scharfen Kanten werden. Die folgenden Schritte sind Teil des Federherstellungsverfahrens nach der vorliegenden Erfindung: Bei Federn, welche kaltverformt werden, Niedrigtemperatur-Glühen, um die Eigenspannung bei einer Temperatur von ca. 250 bis 500°C abzulassen; nach dem Glühen Polieren einer Sitzstirnfläche, um die Eigenspannung nach der Schraubenfederformung abzulassen, nach der Nitrierung o. ä.; Niedrigtemperatur-Glühen durch Erhitzen bei einer Temperatur von ca. 200 bis 250°C, um nach dem Beschuss mit Mikropartikeln oder mit Partikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm als Vorstufe für den Mikropartikelbeschuss, die Resistenz gegen Kriechfestigkeit zu verbessern; und Warm- oder Kaltabbinden zum selben Zweck.
Ein Effekt des Beschusses mit Hartmetallpartikeln nach der vorliegenden Erfindung ist es, eine hohe Druckeigenspannung zu schaffen, ohne Dehnbarkeit und Stärke der Federoberflächenschicht zu reduzieren, was durch das Entstehen von Mikrorissen oder plastische Verformungen, welche den Ermüdungsbruch beeinträchtigen, entstehen könnten, so dass das Ausbreiten eines Mikrorisses von einer Schadstelle an der Oberfläche oder in der Oberflächenschicht, was Ermüdungsbruch erzeugen könnte, verhindert wird, um die Dauerfestigkeit zu verbessern.
Der Beschuss mit harten Feinpartikeln nach der vorliegenden Erfindung realisiert die Kaltverfestigung aufgrund metallographischer Werkstücksverformung in einer überwiegend äußersten Oberflächenschicht ohne einen Fehler zu erzeugen, welcher die Dauerfestigkeit in der Federoberflächenschicht beeinträchtigen könnte und liefert als Ergebnis eine extrem hohe Druckeigenspannung. Sofortiges Erhitzen und hoher Druck durch den Beschuss mit den feinen Partikeln verursachen starke Verformung von Fe₃C im Federstahl und dessen Verschwinden durch teilweise Zersetzung, wodurch C-Atome in solider Lösung erzeugt werden, welche wiederum Verwerfungsfixierung und Verwerfungsvermehrung erleichtern.
In der Oberflächenschicht einer nitrierten Feder erzeugt auch Stickstoff in solider Lösung Verwerfungsfixierung und Verwerfungsvermehrung durch sofortige Verformung und Erhitzung während des Beschusses mit feinen Partikeln, wie oben für C-Atome beschrieben. Insbesondere diese erleichtern die Reduzierung der Größe und Kaltverformung der Zellstrukturen der Federoberflächenschicht. Solche Formen wurden durch ein um mehrere Zehntausend vergrößerndes Transmissionselektronenmikroskop klar dargestellt. Es wird in Betracht gezogen, dass starke Kaltverformung in der Oberflächenschicht die Elastizitätsgrenze der Oberflächenschicht verbessert und als Ergebnis dazu beiträgt, die Eigenspannung zu verbessern, welche innerhalb der Elastizitätsgrenze liegt. Die besten Ergebnisse können erzielt werden, wenn die Aufprallgeschwindigkeit auf die Feder während des Feinpartikelbeschusses 60 bis 140 m/sec. beträgt. Liegt sie oberhalb dieser Bandbreite, so wird die Eigenspannung mit zunehmender Aufprallgeschwindigkeit durch das Verfahren allmählich verringert, obwohl noch ein Effekt zu erkennen ist, was insbesondere für nitrierte Federn gilt, und das Material wird aufgrund eines Mikrorisses und übergroßer plastischer Verformungen spröde, was zu einer Verringerung der Wirkung auf die Verbesserung der Dauerfestigkeit führt. Wenn die Geschwindigkeit 190 m/sec. bei nitrierten Federn übersteigt, genauer gesagt bei nitrierten Federn 170 m/sec., wird solch ein Fehler deutlicher. Bei nicht-nitrierten Federn gibt es bei einer Geschwindigkeit, obwohl die Wirkung erzielt wird, bei 160 m/sec. kaum optimale Bedingungen. Wenn die Aufprallgeschwindigkeit beim Beschuss 60 m/sec. oder 50 m/sec. unterschreitet, so wird die Tiefe des Oberflächenteiles der Feder, welcher durch den Aufprall bearbeitet werden kann, geringer und die Eigenspannung nimmt ab. Daraus resultiert, obwohl der Effekt der verbesserten Dauerfestigkeit erzielt wird, dass dies keine optimalen Bedingungen darstellt.
KURZBESCHREIBUNG DER FIGUREN
1 zeigt Kurven, welche die Beziehung zwischen der Druckeigenspannung an der Oberfläche einer stark spannbaren Feder und der Beschussgeschwindigkeit der Partikel darstellt, wenn Stahlpartikel von 0,6 mm Durchmesser und dann feine Stahlpartikel (mit einem mittleren Durchmesser von 63 μm bei neuen Partikeln) nach Nitrierung abgeschossen werden.
2 zeigt Kurven der Druckeigenspannung, welche erzielt wird, wenn nach dem Beschuss durch Partikel mit 0,6 mm Durchmesser, wie in 1, bei Beschussgeschwindigkeiten von 90 m/sec und 190 m/sec feine Stahlpartikel mit einem Durchmesser von 63 μm aus Schnellarbeitsstahl gegen eine nitrierte Feder abgeschossen werden.
3 zeigt Kurven, welche die Beziehung zwischen der Druckeigenspannung, welche erzielt wird, wenn in der zweiten Phase Partikel gegen die nitrierte sehr starke Feder abgeschossen werden, die bereits dem Beschuss mit Partikeln von 0,6 mm Durchmesser nach 1 ausgesetzt war, und dem Durchmesser der abgeschossen Partikel darstellt.
4 ist eine Ansicht, welche die Wirkung der Aufprallgeschwindigkeit des Beschusses mit den beiden Arten von Stahlpartikeln mit einem nominellen Durchmesser von 50 μm gegen eine Feder auf die Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung der Feder nach dem Aufprall zeigt. Diese Zeichnung entstand durch Heranziehen und Neuordnen eines Teiles der Daten aus 5.
5 zeigt die Ergebnisse des Einflusses des Beschusses mit Hartmetallpartikeln auf eine Federstahldünnblattfeder, wobei die Beziehung zwischen den mittleren Durchmessern der abgeschossenen Partikel aus Flußstahl mit hohem Kohlenstoffinhalt und Schnellarbeitsstahl und der Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung (Durchschnittsspannung; konstant beim 786 N/mm²) nach dem Partikelbeschuss gezeigt wird. Die Zahlen in dieser Zeichnung stellen Aufprallgeschwindigkeiten in m/sec. dar.
6 zeigt die Messergebnisse der Reduzierung der Höhe der Dünnblattfeder durch den Beschuss mit Hartmetallpartikeln. Diese Fig. wurde durch Messung im selben Test erzielt, der für die Daten der 4 und 5 durchgeführt wurde. Die Zahlen, welche den betreffenden Diagrammpunkten zugeordnet wurden, stellen nominelle Partikeldurchmesser dar.
7 zeigt Eisenmatrix-Eigenspannungsverteilungskurven, welche durch Röntgen des Oberflächenbereichs der Ventilfeder aus Klaviersaitendraht mit einem Durchmesser von 4,0 mm erzielt wurden.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung:
Im Folgenden werden Ausführungsformen der Erfindung beschrieben.
(Ausführungsform 1)
Üblicherweise wurde das folgende Verfahren zur Verbesserung der Beständigkeit, vor allem der Dauerfestigkeit von Ventilfedern, Kupplungsfedern etc. durch Nitrierung verwendet.
Ölbad-angelassene Federdrähte aus legiertem Stahl (im Weiteren OT-Draht genannt) → Bildung von Federn (kaltgeformt) → Entspannung zum Ablassen von Eigenspannung → Polieren einer Sitzstirnfläche → Entzunderung der Oberfläche → Nitrierung → Kugelstrahlverfahren → Entspannung bei geringer Temperatur.
Zum Kugelstrahlverfahren werden normalerweise Stahlkugeln mit einem Körnchendurchmesser von 0,5 bis 0, 9 mm und einer Härte von 500 bis 800 Hv im Falle der Strahlmittel der Phase 1 abgeschossen. Im Falle der Strahlmittel der Phase 2 werden eine Anzahl von Stahlkugeln mit einem Partikeldurchmesser von 0,5 bis 0,9 mm und dann einer Anzahl von Stahlpartikeln mit einem Körnchendurchmesser von 0,2 bis 0,4 mm abgeschossen.
Nach der vorliegenden Erfindung wird eine Methode zum Kugelstrahlverfahren nach Nitrierung entwickelt, bei welcher die folgenden Metallpartikel mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 mm/sec. nach dem Beschuss der ersten Phase oder nach dem Beschuss der zweiten Phase auf den Beschuss der ersten Phase folgend abgeschossen werden. Bzgl. der Metallpartikel gilt ein mittlere Durchmesser aller Partikel von 20 μm bis einschließlich 80 μm und ein mittlerer Durchmesser jedes Partikels von 10 μm einschließlich bis weniger als 100 μm, eine Kugelform oder beinahe Kugelform ohne eckige Bereiche, ein Eigengewicht von 7,0 bis 9,0 und eine Härte von 600 Hv bis einschließlich 1.100 Hv und gleich oder geringer als die Härte der Federoberfläche nach der Nitrierung oder Karbonisierung. Durch diesen Beschuss werden Werkstückhärtung der Federoberflächenschicht und Vermeidung der Entstehung eines Mikrorisses effektiv erzielt und eine hohe Eigenspannung und Härte werden für die äußerste Oberflächenschicht erzielt.
Nach den vorstehenden Schritten wird Glühen bei niedriger Temperatur durchgeführt, um Benadelung von Verwerfungen in der Schicht, welche durch das Kugelstrahlverfahren (150 bis 200 μm von der Oberflächenschicht aus) beeinflusst wurde, sicherzustellen. Durch dieses Glühen wurde eine Feder mit herausragend guter Dauerfestigkeit und Aufquellresistenz geschaffen, welche durch konventionelle Methoden nicht erzielt worden wäre.
Beispiele für Methoden der Entzunderung vor Nitrierung umfassen Beizen, Elektropolieren und Beschuss mit Metallpartikeln. Nach der vorliegenden Erfindung wird eine Methode zum Entzudern vor der Nitrierung durch Anspruch 2 definiert. Diese Methode soll hohe Dauerfestigkeit nach Nitrierung durch Beschuss mit feinen Partikeln aus Eisen o. ä. erzielen.
Herstellung und Wirkungsweise einer Feder nach Ausführungsform 1 sind im Folgenden beschrieben.
Die Hochleistungsfeder gemäß dem Verfahren nach Anspruch 1 kann geschaffen werden durch Entzunderung vor Nitrierung, darauf folgende Nitrierung und darauf folgender Beschuss mit Partikeln.
Ein ölbad-angelassener sehr starker Draht für Ventilfedern enthält: C 0,59%, Si: 1,90% Mn: 0,84%, Ni: 0,27%, Cr: 0,96% und V: 0,09% (Einheiten: alle Masseprozent) (das Material (2) in Anspruch 8) wurde Kaltverformung unterzogen um bei 420°C Spannung abzulassen und eine Sitzstirnfläche zu polieren. Dann wurde die Feder entzundert, wobei Partikel mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels von 75 bis 10 μm, einer Form ohne eckige Bereiche mit einem maximalen/minimalen Durchmesserverhältnis jedes Partikels von 1,2 oder weniger, einem Eigengewicht von 7,5 und einer Härte von 865 Hv mit einer Geschwindigkeit von 107 m/sec. abgeschossen wurden, worauf Nitrierung folgte, um eine Härte von 910 Hv an der Oberflächenschicht zu erzielen (Tiefe von 3 bis 5 μm).
Daraufhin wurden rundgeschnittene Drähte mit einem Durchmesser von 0,6 mm und einer Härte von 550 Hv mit einer Geschwindigkeit von 70 m/sec. ausreichend abgeschossen um die Kompressionseigenspannung relativ tief im Inneren der Feder zu bewirken. Die Härte der Oberflächenschicht betrug in diesem Fall Hv 930.
Darauf folgend wurden Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffinhalt und einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm, einem mittleren Durchmesser des größten Partikels von 75 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser des kleinsten Partikels von ca. 10 μm, einem ausreichend kugelförmigen Zuschnitt ohne eckige Bereiche mit einem größer/kleiner Durchmesserverhältnis von 1,2 oder weniger, einem Eigengewicht von 7,6 und einer mittleren Härte von 865 Hv ausreichend mit einer Durchschnittsgeschwindigkeit von 107 m/sec. abgeschossen. Glühen bei geringer Temperatur wurde dann bei 220°C durchgeführt. Die Oberflächenhärte betrug diesmal 975 Hv.
Die Kompressionseigenspannung innerhalb der äußersten Oberflächenschicht der Feder im obigen Fall betrug 2.010 MPa. Die Härte bei Tiefen von 0,2 mm und 0,5 mm von der Oberfläche der Feder aus betrug 570 Hv bzw. 545 Hv. Die Größe nichtmetallischer Einschlüsse und Carbonitride im Stahl betrugen 15 μm oder weniger bzw. weniger als 10 μm. Die Härte der äußersten Oberfläche der nitrierten Feder vor dem Beschuss betrug 910 Hv, die Härte der abgeschossenen unlegierten Stahlpartikel mit einem Durchmesser von 0,6 mm betrug 550 Hv, die anfängliche Härte der Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffinhalt betrug 865 Hv und die mittlere Härte der benutzten feinen Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffinhalt betrug 960 Hv. Die erhaltene Feder wurde einem Dauerfestigkeitstest unterzogen, bei welchem die Amplitudenspannung mit einer mittleren Spannung von 686 MPa bei einer Geschwindigkeit von 1.000 Mal/min. unter konstanter Amplitudenspannung abgewechselt wurde. Als Dauerfestigkeitsgrenze bei 5 × 10⁷ mal Wiederholungen betrug die Amplitudenspannung +/–677 MPa und kein Brechen wurde bei irgendeiner von n = 6 Musterfedern festgestellt. Eine solche Feder entspricht Anspruch 8 und das vorstehende Verfahren zur Herstellung entspricht Anspruch 1 und 2.
Federn werden auch nach in der folgenden Weise hergestellt. Beim Entzudern wurden zunächst geschnittene Drähte mit einem Durchmesser von 0,6 mm und einer Härte von 550 Hv bei einer Geschwindigkeit von 70 m/sec. gegen Federn abgeschossen. Dann wurden Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffinhalt und einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm bei einer Geschwindigkeit von 107 m/sec. abgeschossen. Die Nitrierung und darauffolgende Schritte waren die gleichen wie jene oben beschriebenen gemäß der Feder nach Ausführungsform 1. Als Ergebnis wurden Federn mit weitestgehend der selben Dauerfestigkeit erzielt. In diesem Fall, wenn Beschuss nur mit den geschnittenen Drähten mit einem Durchmesser von 0,6 mm und einer Härte von 550 Hv durchgeführt wurde, lag die Dauerfestigkeitsgrenze bei N = 5 × 10⁷ Mal bei 686 MPa ± 647 MPa, sogar wenn der Beschuss nach Phase 2 nach Nitrierung durchgeführt wurde.
Die Dauerfestigkeit einer Schraubenfeder als Ventilfeder kann durch die Durchschnittsspannung τm und die Amplitudenspannung τma ausgedrückt werden, wenn die Anzahl N der Spannungswiederholungszeiten durch einen konstanten Wert festgelegt wurden. In dieser Ausführungsform ist N als 5 × 10⁷ Mal festgelegt. Gemäß dem bekannten Stand der Technik wurde für τm = 686 MPa ein Wert von 610 bis 620 MPa als τma erreicht. Jedoch wurde bei konventionellen Verfahren eine solch hohe Dauerfestigkeit wie τa ≥ 677 MPa bei τm = 686 MPa noch nicht erreicht. Konventionell ist es bekannt, dass für Federn mit der selben Qualität und Form die Spannungsamplitude τa der Dauerfestigkeitsgrenze mit zunehmender Durchschnittsspannung abnimmt. Es wurde erkannt, dass bei zunehmender τm um × MPa τa der Dauerfestigkeitsgrenze um ca x/5 abnimmt. Daher kann die Dauerfestigkeitsgrenze τm ± τa als (Konstante 1 – x) ± (Konstante 2 + x/5) dargestellt werden. Wenn die Konstante 1 800 MPa beträgt, kann die Dauerfestigkeitsgrenze als (800 –x) + (Konstante 2 + x/5) dargestellt werden. Wenn die oben genannte Dauerfestigkeit 686 MPa ± 647 MPa in diesen Ausdruck eingesetzt wird, ergibt sich für die Konstante 2 624,2 MPa. Daher wird in der vorliegenden Erfindung in Anspruch 8 eine Feder mit einer Dauerfestigkeitsgrenze, welche Ausdruck (1) erfüllt, beansprucht. Wenn τm = 800 – x, τa ≥ 620 + x/5 (1)
Wobei die Einheiten alle MPa sind und x eine Variable 0 bis einschließlich 150 ist.
Die Federn, welche durch Beschuss mit eisenbasierten Partikeln von 0,6 mm Durchmesser vor Nitrierung beschossen wurden, erfüllten Ausdruck (1), aber mit hoher Spannungswiederholung von einer Durchschnittsspannung von ±686 MPa und einer Amplitudenspannung von ±677 MPa, trat an den Federenden Kontakt zwischen den Drähten auf, welcher von Zeit zu Zeit Ermüdungsbruch auslöste. Wenn die Federoberflächenbehandlung (”SS treatment”) nach der vorliegenden Erfindung nach dem Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser von 0,6 mm zum Zwecke des Entzunderns ausreichend durchgeführt wird, kann solcher Ermüdungsbruch an Stellen mit Kontakt zwischen Drähten verbessert werden. Daher ist solches zweiphasiges Kugelstrahlverfahren einschließlich der Federoberflächenbehandlung in der vorliegenden Erfindung ebenfalls enthalten.
Vergleichsfedern (1) und (2) in Ausführungsform 1
Die obige Feder, bei welcher der Mikropartikelbeschuss gemäß Phase 2 ausgelassen wurde, d. h. Vergleichsfeder (1), wies eine Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung von ±510 MPa bei einer Durchschnittsspannung von 686 MPa auf. Dies erfüllt nicht die Erfordernisse der Dauerfestigkeit gemäß Anspruch B. Außerdem wurde eine Vergleichsfeder (2) hergestellt, bei welcher der Beschuss gemäß Phase 2 in Beschuss mit Stahlpartikeln mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von ca. 72 μm, einem mittleren Durchmesser des größten Partikels von ca. 200 μm und einem mittleren Durchmesser des kleinsten Partikels von ca. 77 μm unter Luftdruck von 0,5 MPa (die Aufprallgeschwindigkeit der Partikel mit mittlerem Durchmesser von 72 μm beträgt ca. 130 m/sec.) geändert wurde. Die mittlere Spannung der Dauerfestigkeitsgrenzenspannung dieser Feder war die gleiche wie die der Feder nach Ausführungsform 1 gemäß der vorliegenden Erfindung und die Amplitudenspannung betrug + 530 MPa. Obwohl einiger Nutzen erkennbar ist, genügt dies nicht den Anfordernissen von Anspruch 8.
Im obigen Experiment wurde nach Nitrierung die Feder einem Beschuss mit Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,6 mm und einer Härte von 550 Hv vor der Federoberflächenbehandlung unterzogen. Dennoch ist dieser Vor-Beschuss weniger vorteilhaft für ein Werkstück mit einem Drahtdurchmesser oder einer Plattenstärke von 1,5 bis 2 mm. Es ist eher vorteilhafter die Federoberflächenbehandlung sofort nach der Nitrierung unter den Aspekten von Leistung, wie Dauerfestigkeit und Kosten, durchzuführen. Dies ist daher im Wesentlichen in der vorliegenden Erfindung enthalten.
(Ausführungsform 2)
Diese Ausführungsform nach der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von nicht-nitrierten Federn. Nach diesem Verfahren wird eine Anzahl von Hartmetallpartikeln mit einem mittleren Durchmesser von einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, einem Eigengewicht von 7,0 bis 9,0 und einer Härte von 350 Hv bis 1.100 abgeschossen, um die Rautiefe so gering wie möglich zu halten, eine stark verformte Schicht vergleichsweise einförmig auf einer im Wesentlichen äußersten Oberflächenschicht zu schaffen, ohne eine örtlich zu starke Verformung zu verursachen (auch als örtliches Scherverformungsband oder adiabatisches Verformungsband bezeichnet) und eine Eigenspannung zu erzeugen, die so hoch wie möglich ist, um Ermüdungsbruch der Oberflächenschicht der Feder zu vermeiden ohne Nitrieren zu erfordern.
Hartmetallpartikel mit einer Härte von 350 bis 1.100 Hv, einem Eigengewicht von 7,0 bis 9,0 und einem mittleren Durchmesser von einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, vorteilhafterweise 10 bis 80 μm werden mit einer Geschwindigkeit von 50 m/sec. bis einschließlich 160 m/sec., vorzugsweise 60 m/sec. bis 140 m/sec., abgeschossen, so dass ein Mikroriss und ein nicht-gleichförmiges Scherverformungsband, der der Dauerhaftigkeit abträglich ist, nicht in der Nähe der Oberflächenschicht entsteht, die Druckeigenspannung im Wesentlichen in der äußersten Oberflächenschicht zunimmt und Ermüdungsbruch der Feder von der Oberflächenschicht her vermieden wird. Durch dieses Herstellungsverfahren wird die Dauerfestigkeit und Lebensdauer von kleinen Federn und verschiedenen Dünnblattfedern aus Klaviersaitendraht mit geringem Durchmesser und ölbad-angelassenen Drähten mit geringem Durchmesser verbessert.
Nach der vorliegenden Erfindung wurde der Einfluss der Beschussgeschwindigkeit überprüft und detailliert studiert, um eine höhere Festigkeit zu erzielen. Das bedeutet, dass feine Partikel mit einer Geschwindigkeit V ≤ 160 m/sec., vorzugsweise 60 m/sec. ≤ V ≤ 140 m/sec., abgeschossen werden, um den A3 Umwandlungspunkt im Gegensatz zur japanischen Patentveröffentlichung für Widerspruchsaktenzeichen 2-17607 ”Surface processing heat treatment method for metal work” (”Hitzebehandlungsmethode zur Oberflächenbehandlung von Metallwerkstücken”) nicht zu übersteigen, worin die Beschussgeschwindigkeit V der Mikropartikel mit 100 m/sec. oder mehr angegeben wird und um keine übergroße Verformung der Oberflächenschicht zu erzeugen, indem mit einer Geschwindigkeit von V > 160 m/sec. beschossen wird, so dass der daraus resultierende sofortige Temperaturanstieg dahingehend kontrolliert wird, dass er unter dem Punkt liegt, an welchem Erholung/Rekristallisation erfolgt und übergroße Verformung der Oberflächenschicht vermieden wird. Hierdurch wird eine größere Haltbarkeit erzielt.
Für Beispielfedern wurden Federstahl mit C: 0,55%, Si: 1,47% und anderen Legierungselemente mit einem Bereich von einer Blattstärke von 0,97 mm und einer Blattbreite von 5,1 mm sowie einer Härte von 537 Hv bis 589 Hv, welche patentiert werden, Drahtziehen sowie Kaltrollen verwendet. Die Schritte der Federherstellung wurden in der Reihenfolge Formen einer Feder → Glühen zur Spannungsentladung → Abschießen feiner Partikel → Glühen bei niedriger Temperatur (230°C). Der Schritt des Beschusses mit feinen Partikeln wurde unter Benutzung von (1) Stahlpartikeln mit Kohlenstoffinhalt mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm (neue Partikel), einer Härte von 865 Hv und einem Eigengewicht von 7,6 und (2) feinen Schnellarbeitsstahlpartikeln mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 63 μm (neue Partikel), einer Härte von 860 Hv und einem Eigengewicht von 8,2 durchgeführt. Diese feinen Partikel wurden mit verschiedenen Geschwindigkeiten ausreichend abgeschossen. Dann wurde ein Dauerfestigkeitstest für die daraus resultierenden Federn durchgeführt, um die Beziehung zwischen der Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel und der Dauerfestigkeit zu erzielen.
Die Ergebnisse sind aus 3 zu ersehen. Die Dauerfestigkeitsgrenzenspannung lag diesmal bei einer mittleren Spannung von 785 MPa und einer Amplitudenspannung ohne Bruch von 10⁷ mal Wiederholung. Als Ergebnis wurde herausgefunden, dass sowohl die Partikel aus unlegiertem Stahl als auch die Partikel aus Schnellarbeitsstahl die besten Ergebnisse zeigten um die Dauerfestigkeit zu verbessern, wenn die Aufprallgeschwindigkeit 60 bis 140 m/sec. betrug. Bezüglich des Beschusses mit (2) Partikeln aus Schnellarbeitsstahl wird in Betracht gezogen, dass die Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung 700 MPa übersteigt, wenn die Aufprallgeschwindigkeit V 50 bis 140 m/sec. beträgt. Bezüglich des Beschusses mit (1) Partikeln aus Stahl mit hohem Kohlenstoffinhalt wird in Betracht gezogen, dass die Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung 700 MPa übersteigt, wenn die Aufprallgeschwindigkeit V 60 bis 160 m/sec. beträgt. Daher ist ein sehr guter Verbesserungseffekt zu beobachten.
Was die Vergleichsbeispiele für die vorliegende Erfindung betrifft, so hatte eine Feder ohne Kugelstrahlen eine Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung von 440 MPa, und zeigte eine niedrige Dauerfestigkeitsgrenze. Eine Feder, die einem ausreichenden Beschuss mit Stahl-Strahlmitteln von 0,3 mm Durchmesser mit einer Geschwindigkeit V = 100 m/sec. ausgesetzt wunde, hatte eine Dauerfestigkeitsgrenzen-Amplitudenspannung von ±300 MPa, wobei der Partikelbeschuss keine Wirkung zeigte (diese Probe wurde auf die gleiche Weise hergestellt wie die Probe bei der Ausführungsform 2 mit Ausnahme dessen, dass anstatt von Mikropartikeln ein Beschuss mit Stahlstrahlmitteln von 0,3 mm Durchmesser erfolgte).
(Beispiel 3)
Für nicht-nitrierte, hochfeste Federn mit einem vergleichsweise großen Querschnitt, d. h. einem Drahtdurchmesser von 2 mm oder mehr werden Stahlpartikel mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 90 m/sec. als Vorbehandlung vor dem Beschuss mit feinen Partikeln abgeschossen, um vergleichsweise tief im Inneren der Federn eine Druckeigenspannung zu schaffen. Durch diese Vorbehandlung wird erreicht, dass die Druckeigenspannung zwar bei einer Tiefe von mehreren zehn Mikrometern unter der Oberfläche den höchsten Wert erreicht, aber in der im Wesentlichen äußersten Oberflächenschicht verglichen mit dem im Inneren der Feder erzielten höchsten Wert gering ist. Hierdurch ist es nicht möglich, einen Ermüdungsbruch in zufriedenstellender Weise zu verhindern, der in der Nähe der Oberfläche der Feder seinen Ursprung hat. Um diesem Problem zu begegnen, wurden nach dem obigen Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm Hartmetallpartikel mit einem Durchmesser zwischen 10 und weniger als 100 μm, vorzugsweise 10 bis 80 μm, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte von 350 Hv bis 1100 Hv mit einer Geschwindigkeit V von 50 bis 160 m/sec., vorzugsweise 60 bis 140 m/sec., abgeschossen.
Feder der Ausführungsform 3
Ein hochfester, durch Ölbad-Anlassen behandelter Draht für eine Ventilfeder mit einem Durchmesser von 3,2 mm, einer Zugfestigkeit von 2070 MPa, die höher ist als die japanische Industrienorm JIS SWOSC-V, und einer Härte des Oberflächenbereichs von etwa 620 Hv (die chemische Zusammensetzung ist C: 0,61%, Si: 1,46%, Mn: 0,70%, Ni: 0,25%, Cr: 0,85% und V: 0,06%; die Einheit ist jeweils Masseprozent; dieses Material entspricht dem Stahltyp (2) in Anspruch 8) wurde durch Kaltverfestigung zu einer Schraubenfeder geformt.
Um eine Eigenspannung zu beseitigen, die durch das Aufwickeln erzeugt wird, wurde die so erzeugte Wicklung einer Behandlung durch Glühen bei niedrigen Temperaturen unterzogen, und zwar 20 Minuten lang bei 400°C, die Sitz-Stirnfläche wurde poliert, und es erfolgte ein Beschuss mit Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,6 mm, einem spezifischen Gewicht von etwa 7,8 und einer Härte von 550 Hv mit einer Geschwindigkeit von 70 m/sec. Dann wurde sie in ausreichendem Maße mit Partikeln auf Eisenbasis beschossen, mit einem Nenndurchmesser von 50 μm, einem mittleren Durchmesser von aller neuen Partikel von 37 μm, wie tatsächlich gemessen, einer Form, bei der es keine eckigen Bereiche gibt, wobei jeder Partikel ein Verhältnis zwischen Maximal- und Minimaldurchmesser von 1,2 oder weniger aufweist, einem spezifischen Gewicht von etwa 7,5, einer mittleren Härte von 865 Hv und einem mittleren Durchmesser, der sich bei jedem Partikel im Bereich von 10 bis 75 μm (gemessen für n = 60) verteilt, bei einer Aufprallgeschwindigkeit von 107 m/sec.
Die so erzielte Feder wurde zum Zweck der Benadelung von Verwerfungen einer Behandlung durch Glühen bei niedriger Temperatur (220°) unterzogen; zum Abschluss ließ man sie kalthärten.
Die so hergestellte Feder der Ausführungsform 3 wurde mittels Röntgenstrahlung untersucht, wobei sich herausstellte, dass die Druckeigenspannung auf der äußersten Oberfläche der Eisenmatrix 1350 MPa betrug und abnahm, je werter man von der Oberfläche in die Tiefe ging. Die Härte betrug an der im Wesentlichen äußersten Oberflächenschicht 690 Hv und in einer Tiefe von 0,2 mm bis 0,5 mm unter der Oberflächenschicht im Inneren der Feder 600 bis 580 Hv. Für diese Feder wurde ein Dauerfestigkeitsversuch durchgeführt, wobei sich herausstellte, dass für n = 10 Testfedern bei 5 × 10⁷ Wiederholungen kein Bruch festzustellen war und die mittlere Spannung an der Dauerfestigkeitsgrenze 588 MPa betrug, während die Amplitudenspannung ± 510 MPa betrug. Geht man davon aus, dass die maximale mittlere Spannung, die auf diese Schraubenfeder wirkt, 690 MPa beträgt und die mittlere Spannung als τm = 690 – x ausgedrückt wird, so kann die Amplitudenspannung τa an der Dauerfestigkeitsgrenze aus dem in der Ausführungsform 1 beschriebenen Verhältnis zwischen τm und τa als τa = 489,6 + x/5 ausgedrückt werden. Dieser Ausdruck ist jedoch eine Mathematisierung der Ergebnisse von nur einem vorstehend beschriebenen Test.
Unter Berücksichtigung der Zugfestigkeit eines Stahldrahts, der Stahlart, des Drahtdurchmessers usw. wurde Folgendes ermittelt:
Wenn die mittlere Spannung τm = 690 – x,
so gilt für die Amplitudenspannung an der Dauerfestigkeitsgrenze τa = + (470 + x/5) (2)
Aus Vorstehendem ergibt sich, dass die Feder der Ausführungsform 3 dem Ausdruck (2) in den Ansprüchen 9 und 10 genügt. Die nach Anspruch 1 hergestellte Feder gemäß der vorliegenden Erfindung hat meist eine Eigenspannung von 1200 MPa bis 1600 MPa in der oberflächennahen Schicht (der äußersten Oberflächenschicht). Deshalb ist der Bereich für die Feder gemäß der vorliegenden Erfindung auf 1100 bis 1700 MPa definiert.
Vergleichsfedern (3) und (4) in der Ausführungsform 3
Die Vergleichsfeder (3) wurde hergestellt, indem ein durch Ölbad-Anlassen behandelter Draht der gleichen Art wie bei der oben beschriebenen Feder gemäß Ausführungsform 3 verwendet wurde und das gleiche Verfahren wie das vorstehend beschriebene Verfahren angewandt wurde, mit Ausnahme dessen, dass der Beschuss mit Partikeln auf Eisenbasis mit einem Nenndurchmesser von 50 μm entfiel. Die Druckeigenspannung in der Oberflächenschicht der erzielten Feder war in einer Tiefe von etwa 40 μm unter der Oberfläche mit einem Wert von etwa 820 MPa am größten. Nahe der Oberfläche betrug die Druckeigenspannung 630 MPa, was den Anforderungen des Anspruchs 9 nicht genügt. Als Ergebnis eines mit dieser Feder durchgeführten Dauerfestigkeitsversuchs wurden die mittlere Spannung von 588 MPa und die Amplitudenspannung von ±440 MPa als Dauerfestigkeitsgrenze bei 5 × 10⁷ Wiederholungen erzielt, was niedriger ist als die in Anspruch 10 angeführte Dauerfestigkeitsgrenze. Darüber hinaus wurde die Vergleichsfeder (4) wie nachstehend erläutert erzeugt. Als Beschuss gemäß Phase 2 wurden Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffgehalt mit einem Nenndurchmesser von 100 μm, einem tatsächlich gemessenen mittleren Durchmesser aller Partikel von 97 μm und einem tatsächlich gemessenen mittleren Durchmesser des kleinsten Partikels von 35 μm, sowie einem Verhältnis zwischen dem maximalen/minimalen Durchmesser von 1,2 oder weniger, mit einer Geschwindigkeit von etwa 85 m/sec. abgeschossen. Dann wurde wie bei der Feder der Ausführungsform 3 die erzielte Feder einer Behandlung durch Glühen bei niedriger Temperatur (220°C) unterzogen; zum Abschluss ließ man sie kalthärten. Als Ergebnis eines Dauerfestigkeitsversuchs mit 5 × 10 Wiederholungen wurde die Amplitudenspannung von ±461 MPa erzielt, mit einer mittleren Spannung von 588 MPa, was den Anforderungen des Anspruchs 10 nicht genügt.
Das Verhältnis zwischen der Härte der Federoberfläche vor dem Beschuss mit Partikeln mit einem Durchmesser im Bereich von 10 μm und weniger als 100 μm und der Härte der abgeschossenen Partikel stellt sich wie nachfolgend erläutert dar. Wenn die Feder nicht nitriert ist, hat die Federoberfläche eine geringere Härte als eine nitrierte Feder und somit eine höhere Dehnbarkeit. Demzufolge wird ein Mikroriss oder Ähnliches weniger leicht erzeugt, selbst wenn Stahlpartikel mit einer höheren Härte als die der Federoberfläche abgeschossen werden, solange die Beschussgeschwindigkeit 160 m/sec. oder weniger beträgt.
Im Übrigen ist der Effekt der Verbesserung der Oberflächenschicht selbst dann zu beobachten, wenn die Härte der abgeschossenen Partikel geringer ist als die der Federoberfläche. Wenn insbesondere in dem Fall, in dem die Härte der zu bearbeitenden Feder einen Wert von 550 Hv bis 600 Hv oder mehr erreicht und der Beschuss mit einer vergleichsweise hohen Geschwindigkeit von 100 bis 140 m/sec. oder mehr erfolgt, feine Partikel mit einer Härte, die der Härte des zu bearbeitenden Materials entspricht oder geringer ist als diese, abgeschossen werden, so wird die Ungleichmäßigkeit der Oberfläche verringert, und darüber hinaus wird vergleichsweise tief im Inneren eine hohe Eigenspannung erzielt. Ist die Härte der abgeschossenen Partikel gering, so werden die abgeschossenen Partikel selbst und nicht die zu bearbeitende Feder durch wiederholten Beschuss erheblich kaltverfestigt. Ist die Härte von neuen Partikeln jedoch geringer als 350 Hv, so wird es immer weniger möglich, die Wirkung der Verbesserung der Oberflächenschicht der zu bearbeitenden Feder zu erzielen. Demzufolge wurde in den Ansprüchen 3, 4 und 5 die Untergrenze für die Härte auf 350 Hv festgesetzt. Feine Partikel aus Kohlenstoffstahl und legiertem Stahl sind wirtschaftlich, da sie relativ preisgünstig zu erhalten sind. Die Härte derartiger feiner Partikel betrug 1100 Hv oder weniger. Unter Berücksichtigung der Wirtschaftlichkeit und zur Vermeidung eines Anstiegs der Rautiefe und der Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht, was sich schädlich auf die Haltbarkeit auswirkt, wurde die Obergrenze für die Härte von neuen feinen Partikeln auf 1100 Hv festgesetzt.
(Ausführungsform 4)
Nachfolgend wird eine erfindungsgemäße Feder beschrieben, die aus einem Stahldraht hergestellt wird, welcher sich hauptsächlich aus feinem Perlit zusammensetzt, das zur Festigung einer Behandlung durch Drahtziehen unterzogen wird, und ohne Nitrieren erzeugt wird, indem ein normales Kugelstrahlverfahren mit vergleichsweise großen Strahlmitteln durchgeführt wird, worauf ein Beschuss mit feinen Partikeln mit einem Nenndurchmesser von 50 μm erfolgt. Eine Ventilfeder für einen Verbrennungsmotor eines Kraftfahrzeugs wurde unter Verwendung eines Klaviersaitendrahts mit einem Durchmesser von 4,0 mm, einer Zugfestigkeit σB = 1,735 MPa und einer mittleren Härte von etwa 450 Hv versuchsweise hergestellt. Der Klaviersaitendraht wurde durch Kaltverformung zu einer Feder geformt, 15 Minuten lang einer Glühbehandlung bei 350°C unterzogen, um Spannungen zu beseitigen, wobei eine Zugeigenspannung an der Oberfläche des inneren Bereichs der Wicklung erfolgt, und eine Sitz-Stirnfläche wurde poliert. Geschnittene Drähte mit einem Durchmesser von 0,6 mm und einer Härte von 550 Hv wurden in ausreichendem Maß abgeschossen, worauf dann eine Glühbehandlung mit niedriger Temperatur (220°C) durchgeführt wurde. Dann wurden Stahlpartikel mit hohem Kohlenstoffgehalt mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm, einem mittleren Durchmesser des größten Partikels von etwa 75 μm, einer relativen Wichte von etwa 7,6, einer Härte von 865 Hv, einer Form, bei der keine eckigen Bereiche vorliegen, und mit einem Verhältnis zwischen maximalem/minimalen Durchmesser jedes Partikels von 1,2 oder weniger, in ausreichendem Maße mit einer Geschwindigkeit von 107 m/sec. abgeschossen. Hierauf folgte ein Glühen mit niedriger Temperatur (220°C) und Kalthärten. Die Druckeigenspannung der äußersten Oberflächenschicht dieser Feder betrug 590 MPa (7).
Die Vergleichsfeder (5) wurde unter Verwendung des gleichen Materials und des gleichen Verfahrens wie vorstehend für die Feder der Ausführungsform 4 beschrieben hergestellt, mit Ausnahme dessen, dass der Beschuss mit Mikropartikeln mit einem Durchmesser von 50 μm entfiel. Die Druckeigenspannung an der äußersten Oberflächenschicht betrug 430 MPa (7), wodurch die Anforderungen des Anspruchs 11, d. h. 550 MPa, nicht erfüllt werden. Darüber hinaus wurde eine Vergleichsfeder (6) erzeugt, indem Partikel mit einem Nenndurchmesser von 100 μm unter den gleichen Bedingungen wie bei dem Beschuss gemäß Phase 2 der Vergleichsfeder (2) anstatt des Beschusses gemäß Phase 2 bei der vorgenannten Feder gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschossen wurden.
Die so erzeugte Ventilfeder der Ausführungsform 4 gemäß der vorliegenden Erfindung und die Vergleichsfedern wurden einem Dauerfestigkeitstest unterzogen. Der Test wurde mit einer Geschwindigkeit von 1000 Zyklen pro Minute unter Verwendung von n = 15 Federn für jede Spannungshöhe durchgeführt. Der Test ergab, dass die Feder der Ausführungsform 4 gemäß der vorliegenden Erfindung den Vergleichsfedern in Bezug auf den Verbesserungseffekt deutlich überlegen war, wie nachfolgend beschrieben. Erstere genügte dem Ausdruck (3) in Anspruch 11, während die Vergleichsbeispiele (5) und (6) dem Ausdruck nicht genügten.
Dauerfestigkeit
Feder der Ausführungsform 4

gemäß der Erfindung Dauerfestigkeitsgrenze τa ≥ 461 MPa Vergleichsfeder (5) Dauerfestigkeitsgrenze τa = 373 MPa Vergleichsfeder (6) Dauerfestigkeitsgrenze τa = 402 MPa (Mittlere Spannung τm = 588 MPa, 5 × 10 Wiederholungen in allen Fällen)

Geht man davon aus, dass die maximale mittlere Spannung, die auf die Schraubenfeder wirkt, 690 MPa beträgt, und zieht man das Verhältnis zwischen der mittleren Spannung und der Amplitudenspannung in Betracht, so gilt bei einer mittleren Spannung τm = 690 – x, dass die Amplitudenspannung τa bei der Dauerfestigkeitsgrenze der Feder der Ausführungsform 4 als τa ≥ 440,6 + x/5 ausgedrückt werden kann. Unter Berücksichtigung des Drahtdurchmessers, der Zugfestigkeit des Drahts, der Stahlart usw. ist die Feder, die dem nachfolgenden Ausdruck (3) genügt, als die Feder gemäß der vorliegenden Erfindung definiert, und die Druckeigenspannung in der oberflächennahen Schicht ist auf einen Wert von 550 MPa oder mehr festgesetzt.
Wenn die mittlere Spannung τm = 690 – x,
so gilt für die Amplitudenspannung an der Dauerfestigkeitsgrenze
bei 5 × 10⁷ Wiederholungen τa ≥ 422 + x/5 (3) wobei x zwischen 0 und 140 liegt.
Aus 7, die die jeweilige Verteilung der Eigenspannung der Feder dieser Ausführungsform und der Vergleichsfeder (nur Vergleichsfeder (5)) zeigt, ist ersichtlich, dass die Eigenspannung in der Oberflächenschicht von der äußersten Oberfläche bis zu einer Tiefe von 50 μm durch die Federoberflächenbehandlung deutlich verbessert wurde. Die Rautiefe Rmax dieser Federn betrug im Fall des Beschusses nur mit Partikeln mit 0,6 mm Durchmesser 13,2 μm und im Fall des Beschusses mit Partikeln mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 37 μm nach dem Beschuss mit Partikeln mit 0,6 mm Durchmesser gemäß der vorliegenden Erfindung 9,2 μm.
Wenn bei den vorgenannten Tests die Spannung, die während des Dauerfestigkeitstests auf die Feder gemäß Ausführungsform 4 wirkte, groß war, stieg die Kriechdehnung der Feder leicht an. Um diese Erzeugung einer Kriechdehnung zu verhindern, kann anstatt des Klaviersaitendrahts auch ein Perlit-Stahldraht verwendet werden, der einer Behandlung durch Kalt-Drahtziehen unterzogen wurde, unter Zugabe eines Elements, das die Kriechfestigkeit erhöht, wie z. B. Silizium und/oder Chrom. Zur Vermeidung einer Kriechdehnung kann auch Heißhärten eingesetzt werden. Die vorliegende Erfindung schließt diese Modifikationen mit ein.
(Ausführungsform 5)
Eine Ventilfeder wurde versuchsweise unter Verwendung eines durch Ölbad-Anlassen behandelten Drahts gemäß der japanischen Industrienorm JIS SWOSC-V für Ventilfedern mit einem Durchmesser von 3,2 mm hergestellt. Die Ventilfeder wurde ohne Nitrieren der Federoberflächenbehandlung unterzogen. Die Ventilfeder wurde durch folgendes Verfahren hergestellt: Aufwickeln der Feder; Anlassen bei 400°C für 20 Minuten; Beschuss mit rund geschnittenen Drähten auf Eisenbasis mit einem Durchmesser vom 0,6 mm mit einer Geschwindigkeit von 70 m/sec.; Federoberflächenbehandlung mit Mikropartikeln aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (Geschwindigkeit: 107 m/sec., mittlerer Durchmesser aller Partikel: 40 μm, mittlerer Durchmesser des größten Partikels: 75 μm); Glühen mit niedriger Temperatur (220°C) für 20 Minuten; und schließlich Kalthärten. Die Druckeigenspannung in der oberflächennahen Schicht betrug 1010 MPa. Die Feder wurde einem Dauerfestigkeitsversuch unterzogen. Der Test ergab, dass die Amplitudenspannung an der Dauerfestigkeitsgrenze 466 MPa betrug, mit einer mittleren Spannung τm = 588 MPa bei N = 5 × 10⁷ Wiederholungen. Die Amplitudenspannung τa kann als τa = 445,6 + x/5 ausgedrückt werden, wenn die mittlere Spannung 690 – x ist. Unter Berücksichtigung einer Variation der Zugfestigkeit des durch Ölbad-Anlassen behandelten SWOSC-V-Drahtes, des Drahtdurchmesserbereiches usw. ist gemäß der vorliegenden Erfindung die Druckeigenspannung der Eisenbasis nahe der Oberfläche auf 900 MPa oder mehr festgesetzt, und die Dauerfestigkeit der Feder ist als nachfolgender Ausdruck (4) definiert.
Wenn die mittlere Spannung τm = 690 – x,
so gilt für die Wiederholungsspannung τa bei 5 × 10 Wiederholungen: τa ≥ 440 + x/5 (4)
Alle Ausdrücke (2) in den entsprechenden Ansprüchen zeigen, dass die Amplitudenspannung an der Dauerfestigkeitsgrenze um (x/5) MPa abnimmt, wenn die mittlere Spannung um x MPa abnimmt. Diese Ausdrücke wurden unter Berücksichtigung der Ergebnisse des Dauerfestigkeitsversuchs für die Versuchsfedern geschaffen, die unter Anwendung der Schritte und des Materials erzeugt wurden, welche in den jeweiligen Ansprüchen als essentiell angegeben wurden. Die Eigenspannung in der äußersten Oberflächenschicht und die Dauerfestigkeit sind denen der herkömmlichen Federn, die keinem Spannungs-Strahlverfahren unterzogen werden, wie vorstehend beschrieben, überlegen. Die Dauerfestigkeit und die Eigenspannung können noch weiter verbessert werden, wenn der Beschuss mit feinen Partikeln gemäß der vorliegenden Erfindung unter Einwirkung einer Spannung durchgeführt wird (Spannungs-Strahlverfahren), wie vorstehend beschrieben.
Daher kann aus dem Vorstehenden das Folgende erkannt wenden.

(1) Die Methode zur Verbesserung der Dauerfestigkeit einer Schraubenfeder durch Nitrierung ist effektiv für eine zusammengedrückte Schraubenfeder wie z. B. eine Ventilfeder, aber unvorteilhaft, da die Kosten hoch sind. Die vorliegende Erfindung schafft ein Federoberflächenbehandlungsverfahren, durch welches die Lebensdauer bei relativ geringem Kostenaufwand und ohne Notwendigkeit einer großen Anlage, wie sie für Nitrierung erforderlich ist, verlängert werden kann.
(2) Beträchtliche Verlängerung der Lebensdauer ist für eine Feder aus unlegiertem Stahl möglich, für welche eine Verlängerung der Lebensdauer durch Nitrierung nahezu unmöglich ist, wie z. B. für Federn aus Klaviersaitendraht, hartgezogenem unlegiertem Stahl, ölbad-angelassenem unlegiertem Stahl und unlegiertem Stahl-Dünnblatt.
(3) Im Falle einer Dünnblattfeder, auf die eine hohe Dehnungsspannung wirkt und einer Feder, welche unter Dehnfestigkeit benutzt wird, stabilisiert Nitrieren die Dauerfestigkeit nicht, sondern beeinflusst sie im Gegenteil negativ. Nach der vorliegenden Erfindung werden feine Partikel auf den am besten passenden Federoberflächenbereich geschossen, um eine starke Bearbeitung der Feder effizient zu ermöglichen. Dies verbessert die Lebensdauer einer Feder, welche unter Dehnungs- oder Biegespannung benutzt wird, nachhaltig, wobei eine spannbare Feder u. ä. zur Reduzierung des Gewichts und der Größe der Feder beitragen.
(4) Mit abnehmender Beschussgeschwindigkeit der feinen Partikel nach der vorliegenden Erfindung verringert sich der Grad der Verformung der Feder durch den Partikelbeschuss im Vergleich zum Falle eines Beschusses bei ausnehmend hoher Geschwindigkeit, was zur Reduzierung der Unterschiede bei den Abmessungen der Feder führt. Dies trägt zur Stabilität der Federqualität bei.

Claims

Federoberflächenbehandlungsverfahren, bestehend aus folgenden Schritten: (A) Nitrieren der Oberflächenschicht der Federn; (B) Beschuss der nitrierten Oberfläche der Federn mit Stahlpartikeln mit einer Härte, die niedriger ist als die Härte der nitrierten äußersten Oberflächenschicht (Mikro-Vickers-Härte in einer Tiefe von etwa 5 μm unter der äußersten Oberfläche) und sich im Bereich von 500 HV bis 800 HV befindet, sowie mit Durchmessern von 200 bis 900 μm, wobei der Beschuss mit einer Geschwindigkeit von 40 m/s bis 90 m/s erfolgt, um durch den Beschuss (Kugelstrahlen) die Entstehung eines Mikrorisses in der Oberflächenschicht zu verhindern und vergleichsweise tief im Inneren der Federn eine Druckeigenspannung zu erzeugen; und (C) Beschuss mit einer Anzahl feiner Stahlpartikel, mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels zwischen einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, mit einer kugelartigen oder nahezu kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte, die im Bereich von 600 HV bis einschließlich 1100 HV liegt und der Härte entspricht oder niedriger ist als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der Federn nach dem Nitrieren oder dem Carbonitrieren mit niedriger Temperatur, mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 m/s, wobei eine spontane Temperaturanstiegsgrenze der Eisenmatrix (mit Ausnahme der Nitridverbindungsschicht) der nitrierten Federoberflächenschicht aufgrund des Aufpralls so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung in der Federoberflächenschicht zu bewirken, dass sie jedoch kein Erweichen aufgrund der Erholung/Rekristallisation bewirkt, wodurch eine effektive Kaltverfestigung bewirkt und die Erzeugung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht verhindert wird, um eine hohe Druckeigenspannung und Härte zu schaffen.
Federoberflächenbehandlungsverfahren, bestehend aus folgenden Schritten: (A) Beschuss der Federoberfläche mit einer Anzahl von Stahlpartikeln, mit Durchmessern zwischen einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger, vorzugsweise 65 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels von 10 bis 80 μm, einer kugelartigen oder nahezu kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte von 350 HV bis 900 HV vor dem Nitrieren mit einer Aufprallgeschwindigkeit von 50 m/s bis einschließlich 160 m/s, so dass eine Temperaturanstiegsgrenze der Federoberfläche aufgrund des Aufpralls so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung der Eisenmatrix der Federn zu bewirken, aber niedriger ist als der Punkt, an dem eine Erholung/Rekristallisation auftreten kann, um die Erzeugung von Mikrorissen zu verhindern; (B) Nitrieren des Oberflächenbereichs der Federn nach dem Schritt (A); (C) Beschuss der nitrierten Oberfläche der Federn mit Stahl-Mikropartikeln mit einer Härte, die geringer ist als die Härte der nitrierten äußersten Oberflächenschicht (Mikro-Vickers-Härte in einer Tiefe von etwa 5 μm unter der äußersten Oberfläche) und im Bereich von 500 HV bis 800 HV liegt, und mit einem Korndurchmesser von 200 bis 900 μm, mit einer Geschwindigkeit von 40 m/s bis 90 m/s, um die Erzeugung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht durch den Beschuss (Kugelstrahlen) zu verhindern und vergleichsweise tief im Inneren jeder Feder eine Druckeigenspannung zu schaffen; und (D) Beschuss mit einer Anzahl von Stahl-Mikropartikeln, mit einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels im Bereich von einschließlich 10 μm und weniger als 100 μm, einer kugelartigen oder nahezu kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0 und einer Härte, die im Bereich von 600 HV bis einschließlich 1100 HV liegt und der Härte entspricht oder geringer ist als die Härte der äußersten Oberflächenschicht der Feder nach dem Nitrieren oder dem Carbonitrieren mit niedriger Temperatur, mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 190 m/sec., wobei die spontane Temperaturanstiegsgrenze der Eisenmatrix (mit Ausnahme der Nitridverbindungsschicht) der nitrierten Federoberflächenschicht aufgrund des Aufpralls so gesteuert wird, dass sie zwar hoch genug ist, um eine Kaltverfestigung in der Oberflächenschicht zu bewirken, aber niedriger als ein Punkt, bei dem ein Erweichen aufgrund der Erholung/Rekristallisation auftreten kann, wodurch eine effektive Kaltverfestigung bewirkt und die Erzeugung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht verhindert wird, um eine hohe Druckeigenspannung und Härte zu schaffen.
Oberflächenbehandlungsverfahren, bestehend aus dem Beschuss mit Stahlpartikeln mit einer Härte im Bereich von 350 HV bis 1100 HV; einer relativen Wichte von 7,0 bis 9,0, einem mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm, einem mittleren Durchmesser jedes Partikels im Bereich von einschließlich 10 μm bis weniger als 100 μm, und mit einer kugelartigen oder nahezu kugelartigen Form ohne eckige Bereiche, wobei dieser Beschuss an der Oberfläche von Federn mit einer Oberflächenschichthärte von 400 HV bis 750 HV erfolgt, wobei diese Härte entweder durch Glühen bei niedriger Temperatur erzeugt wurde, um nach dem Kaltverformen makroskopische Eigenspannungen zu beseitigen, durch Vergüten nach dem Kaltverformen, oder durch Vergüten nach einem Warmverformen, wobei der Beschuss mit einer Aufprallgeschwindigkeit von 50 m/s bis 160 m/s erfolgt und dabei die Temperaturanstiegsgrenze der Federoberflächenschicht aufgrund des Aufpralls so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung in der Federoberflächenschicht zu bewirken, aber kein Erweichen aufgrund der Erholung/Rekristallisation zu bewirken, wodurch die Erzeugung von Mikrorissen in der Oberflächenschicht usw., durch die Dauerfestigkeit verschlechtert werden kann, verhindert wird und somit die Härte und die Druckeigenspannung der Oberflächenschicht verbessert wird, die sich 30 μm bis 50 μm oder weniger tief von der Oberfläche nach unten erstreckt, was zu einer verbesserten Lebensdauer der Federn führt.
Federoberflächenbehandlungsverfahren zur Vermeidung der Erzeugung von schädlichen Mikrorissen in der Oberflächenschicht usw., die die Dauerfestigkeit verschlechtern können, und zur Verbesserung insbesondere der Härte und der Druckeigenspannung der Oberflächenschicht, die sich 30 μm bis 50 μm oder weniger tief von der Oberfläche nach unten erstreckt, um die Lebensdauer der Federn zu verbessern, wobei das Verfahren folgende Schritte aufweist: (A) Beschuss mit Stahlpartikeln mit einer Härte von 350 HV bis 900 HV und einem Partikeldurchmesser von 200 bis 900 μm, wobei der Beschuss auf einer Oberfläche von geformten und durch Anlassen behandelten Federn, deren Oberflächenschicht eine Härte von 400 HV bis 750 HV besitzt, mit einer Geschwindigkeit von 40 m/s bis 90 m/s erfolgt, um die Erzeugung von schädlichen Mikrorissen in der Oberflächenschicht zu verhindern und vergleichsweise tief im Inneren der Federn eine Druckeigenspannung zu schaffen; und (B) Durchführen des Oberflächenbehandlungsverfahrens gemäß Anspruch 3 auf der Federoberfläche nach dem Schritt (A).
Federoberflächenbehandlungsverfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem die Partikel einen mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger und einen mittleren Durchmesser jedes Partikels im Bereich von einschließlich 10 μm bis weniger als 100 μm aufweisen und bei dem die Beschussbedingungen der Partikel wie folgt definiert sind: Härte der abgeschossenen Partikel: Ausgangshärte (neue Partikel) 600 HV bis 1100 HV Größe der abgeschossenen Partikel: ursprünglicher mittlerer Durchmesser jedes Partikels (neuer Partikel) 10 μm bis 80 μm Mittlerer Durchmesser aller Partikel: 65 μm oder weniger Relative Wichte der abgeschossenen Partikel: 7,0 bis 9,0 Aufprallgeschwindigkeit auf der Feder: 60 m/s bis 140 m/s
Federoberflächenbehandlungsverfahren nach Anspruch 3 oder 4, bei dem die Partikel einen mittleren Durchmesser aller Partikel von 80 μm oder weniger und einen mittleren Durchmesser jedes Partikels im Bereich von einschließlich 10 μm bis weniger als 100 μm aufweisen und bei dem die Beschussbedingungen der Partikel wie folgt definiert sind: Härte der abgeschossenen Partikel: Ausgangshärte (neue Partikel) 350 HV bis 1100 HV Große der abgeschossenen Partikel: ursprünglicher mittlerer Durchmesser jedes Partikels (neuer Partikel) 10 μm bis 80 μm Mittlerer Durchmesser aller Partikel: 65 μm oder weniger Relative Wichte der abgeschossenen Partikel: 7,0 bis 9,0 Aufprallgeschwindigkeit auf der Feder: 60 m/s bis 140 m/s
Federoberflächenbehandlungsverfahren nach Anspruch 1 oder 4, bei dem sich in Schritt (B) des Anspruchs 1 oder in Schritt (A) des Anspruchs 4 der Beschuss mit Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm in einen Beschuss gemäß Phase 1 mit vergleichsweise großen Partikeln mit einem Durchmesser von 0,5 bis 0,9 mm und in einen Beschuss gemäß Phase 2 mit vergleichsweise kleinen Partikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,4 mm unterteilt.
Feder, die durch die Schritte gemäß Anspruch 1 aus einem Draht mit kreisförmigem Querschnitt oder aus einem Draht mit nicht-kreisförmigern Querschnitt hergestellt wird, wobei die Feder eine Schraubenfeder ist, die aus einem der Stahltypen (1) bis (4) mit entsprechenden chemischen Bestandteilen besteht, wobei eine Druckeigenspannung des Eisens in einer oberflächennahen Schicht gemäß Röntgenverfahren größer ist als 1700 MPa, wobei die Größen eines harten nichtmetallischen Einschlusses, eines Carbids, Carbonitrids, Nitrids, die einen Ermüdungsbruch der Feder verursachen können, und die Härte der Matrix die nachfolgenden Bedingungen X oder Y erfüllen, und wobei die Feder eine Feder mit hoher Dauerfestigkeit ist, deren Dauerfestigkeit bei 5 × 10 Wiederholungen dem nachfolgenden Ausdruck (1) genügt: wenn bei einer wiederholten Spannung von τm ± τa gilt, dass τm = 800 – x, so ist τa ≥ (620 + x/5) (1) wobei τm die mittlere Spannung ist, τa die Amplitudenspannung und x die Variable im Bereich von 0 bis einschließlich 150 (Einheit in allen Fallen MPa), mit X: Steuerung der Härte der Matrix in einer Tiefe im Bereich von 0,2 mm bis einschließlich 0,5 mm unter der Federoberfläche auf einen Bereich von 520 HV bis einschließlich 580 HV, wenn die Größe eines schädlichen nichtmetallischen Einschlusses, Carbids usw., der in der Feder vorhanden ist, weniger als 20 μm oder 15 μm oder weniger beträgt, und Y: Steuerung der Härte der Matrix in einer Tiefe im Bereich von 0,2 mm bis einschließlich 0,5 mm unter der Federoberfläche auf einen Bereich von 520 HV bis einschließlich 630 HV, wenn die Größe eines schädlichen nichtmetallischen Einschlusses, Carbids, Carbonitrids und Nitrids, der in der Feder vorhanden ist, auf einen Wert von 10 μm oder weniger gesteuert werden kann, wobei die Stahltypen (1) bis (4) wie folgt definiert sind: (1) ein Stahltyp, der folgende Elemente als essentielle Bestandteile enthält: C: 0,50 bis 0,80%, Si: 1,20 bis 2,5%, Mn: ≤ 1,20% und Cr: ≤ 1,80%, sowie Eisen und Verunreinigungen als Rest, einschließlich eines Stahltyps, zu dem eine oder zwei Arten von V: 0,03 bis 0,60% und/oder Nb: 0,02 bis 0,20% hinzugefügt werden; (2) ein Stahltyp, der zusätzlich zu dem Stahltyp (1) eine oder mehrere Arten von Ni: 0,5% oder weniger und/oder Co: 3,0% oder weniger enthält; (3) ein Stahltyp, der zusätzlich zu dem Stahltyp (1) oder (2) W: 0,5% oder weniger und/oder Mo: 0,6% oder weniger und/oder Al: 0,5% oder weniger enthält; und (4) ein Stahltyp, der C: 0,05% oder weniger, Si: 0,8% oder weniger, Mn: 0,8% oder weniger, Ni: 16 bis 26%, Ti: 0,2 bis 1,6%, Al: 0,4% oder weniger, Co: 8,5% oder weniger, Mo: 5,5% oder weniger, Nb: 0,6% oder weniger (zusätzlich zu den vorgenannten Elementen können noch 0,1% oder weniger von B, Zr und/oder Ca hinzugefügt werden), sowie unvermeidbare Verunreinigungen und Eisen als Rest enthält (die Einheit der chemischen Bestandteile ist jeweils Masseprozent).
Stahlfeder mit ausgezeichneter Dauerfestigkeit, die unter Verwendung eines der Stahltypen (1) bis (3) gemäß Anspruch 8 hergestellt wird, und zwar durch Vergüten, damit sie eine höhere Zugfestigkeit besitzt als ein durch Ölbad-Anlassen behandelter Draht gemäß japanischer Industrienorm JIS SWOSC-V für Ventilfedern – abhängig vom Drahtdurchmesser –, Formen zu einer Feder, und Glühen bei niedriger Temperatur, um deren Eigenspannung zu beseitigen, oder durch Vergüten nach dem Formen zur Feder, damit sie eine höhere Zugfestigkeit oder Härte besitzt als ein durch Ölbad-Anlassen behandelter Draht gemäß japanischer Industrienorm JIS SWOSC-V für Ventilfedern, oder die unter Verwendung des Stahltyps (4) gemäß Anspruch 8 hergestellt wird, und zwar durch die Behandlung mit einer Lösung, durch Kalt-Drahtziehen oder Walzen, Formen zu einer Feder, Altem, und Einstellen der Qualität, so dass die Zugfestigkeit 1900 MPa oder mehr beträgt, worauf die Schritte gemäß Anspruch 4 folgen, wobei die Feder nahe der Oberflächenschicht eine Eigenspannung im Bereich von mehr als 1100 MPa bis einschließlich 1700 MPa besitzt, die Oberflächenhärte im Bereich von 600 HV bis einschließlich 800 HV liegt, und wobei, wenn die Härte in einer Tiefe von 0,2 mm bis 0,5 mm unter der Oberfläche im Bereich von 580 HV bis 630 HV liegt, die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen weniger als 10 μm beträgt, und wobei, wenn die Härte in einer Tiefe von 0,2 mm bis 0,5 mm unter der Oberfläche im Bereich von einschließlich 520 HV und weniger als 580 HV liegt, die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen 15 μm oder weniger oder weniger als 20 μm beträgt.
Feder nach Anspruch 9, bei der die Dauerfestigkeitsgrenze der Feder folgende Bedingungen erfüllt: Bei einer wiederholten Spannung von τm ± τa und 5 × 10⁷ Wiederholungen gilt: τa ≥ 470 + x/5 (2) wenn τm = 690 – x wobei x zwischen 0 und 183 liegt und die Einheit MPa ist.
Feder aus einem kaltgezogenen oder warmgezogenen Klaviersaitendraht, einem niedriglegierten Draht für Federn, der dem Klaviersaitendraht in seiner Warmkriechfestigkeit überlegen ist, oder einem ähnlichen Stahldraht, der sich hauptsächlich aus einer feinen Perlitstruktur zusammensetzt, wobei der Drahtdurchmesser im Fall eines Drahts mit kreisförmigem Querschnitt und der mittlere Durchmesser oder die mittlere Dicke im Fall eines Drahts mit nichtkreisförmigem Querschnitt 1,5 mm oder mehr beträgt, wobei die Feder hergestellt wird, indem sie nach dem Formen zur Feder einer Behandlung durch Glühen bei niedriger Temperatur unterzogen wird, um die Eigenspannung zu beseitigen, mit Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm beschossen wird, und dann mit einer Anzahl feiner Stahlpartikel beschossen wird, die einen mittleren Durchmesser aller Partikel von 65 μm oder weniger, einen mittleren Durchmesser jedes Partikels von 10 bis 80 μm, eine kugelartige oder nahezu kugelartige Form ohne eckige Bereiche, eine relative Wichte von 7,0 bis 9,0 und eine Härte im Bereich von 350 HV bis einschließlich 1100 HV haben, wobei der Beschuss mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 160 m/s erfolgt und dabei die Temperatur so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung in der oberflächennahen Schicht zu bewirken, aber keine Erholung/Rekristallisation verursacht, und wobei sie gemäß Röntgenverfahren eine Druckeigenspannung von 550 MPa oder mehr in der Eisenmatrix der Oberflächenschicht und eine Dauerfestigkeitsgrenze wie folgt aufweist: Bei einer wiederholten Spannung von τm ± τa und 5 × 10⁷ Wiederholungen gilt: τa ≥ 422 + x/5 (3) wenn τm = 690 – x wobei die Einheit MPa ist und x zwischen 0 und 140 liegt.
Feder aus einem normalen, durch Ölbad-Anlassen behandelten Draht gemäß japanischer Industrienorm JIS SWOSC-V für Ventilfedern, die hergestellt wird, indem sie nach dem Formen zur Feder einer Behandlung durch Glühen bei niedriger Temperatur unterzogen wird, um die Eigenspannung zu beseitigen, mit Stahlpartikeln mit einem Durchmesser von 0,2 bis 0,9 mm beschossen wird, und dann mit einer Anzahl feiner Metallpartikel beschossen wird, die einen mittleren Durchmesser aller Partikel von 65 μm oder weniger, einen mittleren Durchmesser jedes Partikels von 10 bis 80 μm, eine kugelartige oder nahezu kugelartige Form ohne eckige Bereiche, eine relative Wichte von 7,0 bis 9,0 und eine Härte im Bereich von 500 HV bis einschließlich 1100 HV haben, wobei der Beschuss mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 160 m/s erfolgt und dabei eine Temperatur so gesteuert wird, dass sie zwar niedrig genug ist, um eine Kaltverfestigung in der oberflächennahen Schicht zu bewirken, aber keine Regeneration/Rekristallisation verursacht, um eine durch Röntgenverfahren gemessene Druckeigenspannung von 900 MPa oder mehr in der oberflächennahen Schicht zu erhalten, mit einer Härte von 520 HV bis 600 HV in der Tiefe von 0,2 mm bis 0,5 mm unter der Oberfläche, einer Größe von nichtmetallischen Einschlüssen von 15 μm oder weniger, und einer Dauerfestigkeitsgrenze wie nachfolgend definiert: Bei einer wiederholten Spannung von τm ± τa und 5 × 10⁷ Wiederholungen gilt: τa ≥ 440 + x/5 (4) wenn τm = 690 – x wobei die Einheit MPa ist und x zwischen 0 und 208 liegt.