DE60122164T2

DE60122164T2 - Kolbenring mit ausgezeichneter beständigkeit gegen reibung, rissbildung und ermüdung und herstellungsverfahren dafür und kombination von kolbenriing und zylinderblock

Info

Publication number: DE60122164T2
Application number: DE60122164T
Authority: DE
Inventors: KKRiken Kashiwazaki Plant Junya Kashiwazaki-shi TAKAHASHI; Kabushiki Kaisha Kashiwazaki Plant Toru Kashiwazaki-shi ONUKI; Kabushiki Kaisha Kashiwazaki Plant Shigeo Kashiwazaki-shi INOUE; Mitsutaka Ono-shi SASAKURA
Original assignee: Riken Corp; Tokusen Kogyo Co Ltd
Current assignee: Riken Corp; Tokusen Kogyo Co Ltd
Priority date: 2000-07-17
Filing date: 2001-07-16
Publication date: 2007-10-11
Anticipated expiration: 2021-07-17
Also published as: EP1304393A4; KR100507424B1; BR0112573B1; TW521093B; CN1210427C; AR029730A1; DE60122164D1; CN1458983A; KR20030025275A; WO2002006546A1; US20070187002A1; JP4724275B2; EP1304393A1; US20040040631A1; EP1304393B1; JP2002030394A; BR0112573A

Description

ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK
Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Kolbenring, der in einem Verbrennungsmotor benutzt wird, insbesondere einen Kolbenring, der aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung besteht und verbesserte Abriebbeständigkeit (Fressverschleißbeständigkeit), Reißbeständigkeit (Defektbeständigkeit) und Ermüdungsbeständigkeit aufweist. Die vorliegende Erfindung betrifft außerdem ein Herstellungsverfahren für den Kolbenring.
Technik des Stands der Technik
Einhergehend mit den jüngsten Erfordernissen nach niedrigem Brennstoffverbrauch, Gewichtsverringerung und hoher Leistung von Verbrennungsmotoren werden die Kolbenringe dünner hergestellt, um Gewicht zu verringern und der hohen Drehzahl des Motors zu folgen. Materialeigenschaften der Kolbenringe wie Verschleißbeständigkeit, Abriebbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit und dergleichen müssen verbessert sein, um die dünnere Herstellung des Kolbenrings zu ermöglichen. Die herkömmlichen Gusskolbenringe wurden daher durch Stahlkolbenringe ersetzt, insbesondere vom Standpunkt der Ermüdungsbeständigkeit und der Wärmebeständigkeit her. Da die Abriebbeständigkeit des Stahlkolbenrings jedoch geringerwertig als die des Gusskolbenrings ist, wird gewöhnlich jegliche Oberflächenbehandlung auf die Gleitoberfläche des Stahlkolbenrings angewendet. Kolbenringstahle sind grob in Kohlenstoffstahl, Silizium-Chrom-Stahl und rostfreien martensitischen Stahl unterteilt. Diese Unterteilungen entsprechen den verschiedenen Arten der Oberflächenbehandlung, die auf die jeweiligen Stahle angewendet ist. Hauptsächlich wird die Verchromung auf Kohlenstoffstähle und Silizium-Chrom-Stähle angewendet. Gasnitrierung wird auf rostfreie martensitische Stähle angewendet. Die Verchromung war früher die häufigste Oberflächenbehandlung des Stahlkolbenrings, wird heute jedoch zumeist durch die Nitrierung ersetzt, da die Abriebbeständigkeit der Verchromung unter hoher Belastung dürftig ist und ferner der flüssige Abfall der Verchromung behandelt werden muss, damit keine Umweltprobleme verursacht werden.
Rostfreier, martensitischer, chromreicher Stahl, der gegenwärtig für den Kolbenring mit Nitrierung größtenteils benutzt ist, ist JIS SUS440B, äquivalente Zusammensetzung von C: 0,80 bis 0,95 %; Cr: 17,0 bis 18,0 %; Si 0,25 bis 0,50 %; Mn: 0,25 bis 0,40 %; Mo: 0,70 bis 1,25 %; V: 0,07 bis 0,15 % und Fe im Ausgleich. Wenn der Stahl mit dieser Zusammensetzung einer Nitrierung unterzogen wird, dringen Stickstoffatome ein und diffundieren von der Oberfläche in den Stahl ein und bilden eine Nitrierschicht aus. Die Nitride sind hauptsächlich Verbindungen von Cr, V und Mo, die den gelösten Stoff Fe enthalten können. Chrom, das die Hauptkomponente dieses Stahls ist, ist in der Eisenmatrix gelöst und außerdem in Form von Cr-Carbiden vorhanden.
Da die Affinität von Cr zu Stickstoff höher als die zu Kohlenstoff ist, kommt es, wenn Stickstoff von der Oberfläche durch das Nitrieren eindiffundiert, zur Reaktion zwischen dem Stickstoff und Cr-Carbiden, um die Cr-Nitride auszubilden. Da der CR-Gehalt von SUS 440B-äquivalentem Material 17,0 bis 18,0 % beträgt, werden harte Cr-Nitride in der Nitrierschicht in einem angemessenen Flächenprozentsatz dispergiert. Die Nitrierschicht ist daher relativ hart und verbessert die Verschleiß- und Abriebbeständigkeit.
Die kürzlich ungeprüft veröffentlichte Patentveröffentlichung Nr. 11(1999)-80907 schlägt rostfreies martensitisches Stahl mit Nitrierung mit verbesserter Abriebbeständigkeit vor, das Si: 0,25 % oder weniger, Mn: 0,30 % oder weniger, eines oder mehrere von Mo, W, V und Nb: 0,3 bis 2,5 % oder Cu: 4,0 % oder weniger, Ni: 2,0 % oder weniger und Al: 1,5 % oder weniger enthält.
Die ungeprüft veröffentlichte Japanische Patentveröffentlichung 11(1999)-106874 offenbart, dass, wenn die Menge von M₁C₃-Carbid in der Mikrostruktur auf 4,0 % oder weniger in Flächenprozent unterdrückt ist, nicht nur die Abriebbeständigkeit, sondern auch die Verarbeitbarkeit des Kolbenringstahlmaterials verbessert ist.
Obwohl die Verscheißbeständigkeit und Abriebbeständigkeit durch die oben beschriebenen Vorschläge verbessert sind, besteht die Gefahr, dass ein Abreiben vorkommt, wenn die Kolbenringen in modernen Verbrennungsmotoren benutzt werden, die unter hohen Umdrehungszahlen- und hohen Leistungsbedingungen arbeiten.
Hierzu wurden Buchsen in den Zylinderblock von Dieselmotoren gezwungen. Diese Motoren wurden zu Gusseisenmonoblöcken mit engem Bohrungsabstand ohne Buchsen abgeändert, um Gewichtsverringerung und Kosteneinsparungen zu erzielen. Es besteht eine Neigung, dass der Verbrennungsdruck vom Gesichtspunkt der Abgasreinigung und Leistungssteigerung her erhöht wird. Bei der Mikrostruktur des Gusseisenmonoblocks ist von der relativ großen Kühlungsratendifferenz die Graphitdispersion nicht einheitlich und die weiche Ferritphase als Abreibungsursache ungleichmäßig verteilt.
Wenn die Zylinderoberfläche mit der oben genannten Mikrostruktur mit dem rostfreien martensitischen Stahlkolbenring mit Nitrierung kombiniert ist, besteht die Gefahr, dass aus folgenden Gründen ein Abreiben im anfänglichen Betriebszeitraum vorkommt.
Wenn die Zylinderfläche durch Honen fertig gestellt ist, bewirken die Schleifmittel eine Verstopfung aufgrund der Ferritphase, und es besteht die Gefahr, dass die Zylinderoberfläche nach dem Honen aufgeraut ist. Das Graphit wird durch das plastisch geströmte Ferrit bedeckt. Infolgedessen sind Schmierungs- und Ölreservierungswirkungen des Graphits herabgesetzt, da der Flächenprozentsatz des Graphits abnimmt. Im Falle hohen Verbrennungsdrucks wird der auf den Kolbenring einwirkende Gegendruck hoch. Abreiben ist häufig die Folge von Rissen auf der Außenumfangsfläche eines Kolbenrings, die sich in einer senkrecht zur Gleitrichtung stehenden Richtung erstrecken. Bei Untersuchung der Nitrierschicht werden Risse entlang der Lamellenverbindungen festgestellt. Die Verbindungen sind relativ grob und in Korngrenzen entlang der Eisenmatrix vorhanden, was als Möwenphase im Gebiet der japanischen Kolbenringindustrie bezeichnet wird. Die Verbindungslamellen sind parallel zur Oberfläche des Kolbenrings verteilt.
Um die Probleme der Kolbenringe zu lösen, wird die Ausbildung von TiN, CrN und dergleichen mittels Ionenplattierung ausgeführt. Die Ionenplattierung kann die Verschleißbeständigkeit und die Abriebbeständigkeit verbessern, aber die Produktionskosten sind hoch. Die Ionenplattierung genießt gegenwärtig bei den Benutzern im Hinblick auf die Kosten keinen guten Ruf.
Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Kolbenring aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung und sein Herstellungsverfahren bereitzustellen, wobei der Kolbenring preiswert ist und sich weder Verschleiß, Abrieb, Reißen noch Ermüdungsbrüche zuzieht, selbst wenn er in einem Dieselmotor benutzt ist, der mit hoher Drehzahl und hohem Verbrennungsdruck betrieben ist, insbesondere einem Gusseisenmonoblock-Dieselmotor, dessen zunehmende Benutzung in der Zukunft wegen Gewichtsreduzierung zu erwarten ist.
Kurzdarstellung der Erfindung
Gemäß der Erläuterung „Automotive Piston Ring", herausgegeben von Editing Committee of Automotive Piston Ring, Sankaido Publisher, Seite 188, 1997, steigt die Temperatur, wenn eine Belastung auf die konvexen Formen (besonders von weichen Phasen) von mikroskopischen Unebenheiten auf einer Gleitfläche konzentriert sind, aufgrund der Reibungshitze, und abnormales Erweichen und Schmelzen tritt auf. Diese Erscheinung führt zum Abreiben des Kolbenrings.
Bei dem rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung zeigt die Mikrostruktur der Nitrierschicht im Allgemeinen zumeist harte Nitride, die in der angelassenen Martensitmatrix dispergiert sind. Der Abriebmechanismus hängt stark von der mikroskopischen Unebenheit der Gleitfläche ab. In der Nitrierschicht dispergieren harte Partikel in der relativ weichen Matrix. Die mikroskopische Unebenheit ist daher durch die Größe und den Dispersionszustand der harten Partikel definiert. Wenn man den Querschnitt der Oberflächenschicht mit einer derartigen Struktur betrachtet, ist folgendes offensichtlich. Die konvexen, harten Partikel werden mit einer gegenüberliegenden Gleitfläche in Kontakt gebracht, während die relativ weiche Matrix relativ konkav ist. Das Schmieröl, das in den konkaven Abschnitten zurück gehalten ist, ist beim Gleiten Druck unterworfen. Die Häufigkeit des gesamten direkten Kontakts des Stahls mit Nitrierung und dem gegenüberliegenden Glied ist niedrig, da der Stahl mit Nitrierung die oben beschriebene Mikrostruktur aufweist. Infolgedessen ist der Kontaktdruck zwischen beiden Gleitgliedern herabgesetzt. Zudem wird das Öl den oben genannten konvexen Abschnitten zugeführt. Das Abreiben kann daher verhindert sein.
Die harten konvexen Partikel können die oben beschriebenen Wirkungen erzielen, vorausgesetzt sie weisen eine Größe von submikroskopisch bis zu wenigen Mikron auf und sind in einem Betrag von 5 Flächenprozent oder mehr dispergiert. Falls die harten Partikel extrem klein sind und falls sie in kleiner Menge vorhanden sind, kann der oben genannte Mechanismus gemäß Funktion und Wirkung der konvexen harten Partikel nicht erwartet werden.
Indessen werden die Wirkungen durch die Umstände der Gleitfläche des gegenüberliegenden Glieds beeinflusst. Insbesondere im Falle des oben beschriebenen Gusseisenzylindermonoblocks mit uneinheitlicher Struktur besteht die Gefahr des Aufrauens durch Schleifen. Häufig strömt die Ferritphase plastisch und bedeckt das Graphit.
Die Gleitfläche auch von derartigem Gusseisen wird durch geeignetes Gleiten modifiziert, das von Fachleuten als Einlaufen oder Kompatibilität bezeichnet wird. Das heißt, es tritt folgende Erscheinung auf. Wenn die raue Innenfläche eines Zylinders beim Gleiten geglättet wird, wird das Ferrit beseitigt und das bedeckte Graphit bloßgelegt. Bis das Einlaufen durchgeführt ist, besteht die Gefahr, dass ein Ölfilm auf der Gleitfläche fehlt. Wenn der Ölfilm fehlt, ist die Reibungskraft verstärkt, die auf die äußere Umfangsfläche eines Kolbenrings ausgeübt ist. Die große Reibungskraft wird wiederholt auf die äußere Umfangsfläche eines Kolbenrings ausgeübt. Die Nitrierschicht ist daher wiederholt großer Beanspruchung ausgesetzt, die zur Einleitung und Vergrößerung von Rissen in einer Richtung führt, die senkrecht zur Gleitrichtung verläuft. Zusammen mit dem Fortschritt der Anpassungserscheinung auf der Innenfläche eines Zylinders wird die ausgeübte Beanspruchung verringert, während sich die Risse im Verlauf der Zeit verbreiten. Infolgedessen kann sich die Nitrierschicht stellenweise abschälen, und die Innenfläche eines Zylinders kann beschädigt werden. Es besteht daher die Gefahr, dass das Abreiben in der anfänglichen Gleitperiode auftritt. Da die Korngrenzenverbindungen in der Nitrierschicht sehr spröde sind, fördert ihr Vorhandensein die Einleitung und Verbreitung von Rissen.
Die Erfinder fanden folgende wesentliche Dinge heraus. Eine große Anzahl harter Partikel, hauptsächlich Cr-Nitride, in angemessener Größe in der Nitrierschicht sollten einheitlich in der Matrix dispergiert sein, um die Wahrscheinlichkeit von Kontakten zwischen Matrix und Zylinder zu mindern und das Abreiben der Anfangsstufe zu verhindern. Insbesondere die beim Nitrieren ausgebildeten Korngrenzenverbindungen sollten fein sein, um die Einleitung von Rissen in Zusammenhang mit diesen Verbindungen zu unterdrücken. Selbst wenn Risse aufzutreten beginnen, kann ihre Entwicklung bei dieser feinen Mikrostruktur unterdrückt werden.
Wenn sich die Schmelze von rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl verfestigt, kristallisiert das eutektische Cr-Carbid (η-Phase: (Cr, Fe)-(C₃) in den Korngrenzen von primärem Austenit (γ-Phase). Cr-Carbide, die 20 μm im größten Durchmesser überschreiten, sind in dem rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahl vorhanden, der wie oben verfestigt wird, und dann warmgewalzt, weichgeglüht und schließlich abgeschreckt und angelassen wird. Bezüglich des Frischens der groben primären, eutektischen Cr-Carbide zeigen Tetsu und Hagane (Journal of Japan Institute of Iron and Steel), Vol. 82, Nr.4, S. 309 bis 314 (1996) die Veredelung von Carbiden durch Zugabe von 0,25 % oder mehr N an. Diesem Bericht entsprechend verschwindet das eutektische Cr-Carbid in den primären γ-Grenzen, und stattdessen präzipitiert sich lamelliertes M₂₃C₆ und M₂N (M: Cr, Fe) um die primären γ-Korngrenzen. Diese lamellierten Präzipitate werden beim Warmwalzen fein geteilt. Beim folgenden Weichglühen präzipitiert feines M₂₃C₆ erneut an aderen Stellen wie das M₂N. Die Cr-Carbide als Gesamtes werden somit fein.
Netsushori Vol. 36, Nr. 4, S. 234 bis 238 (1996) zeigt die mechanischen Eigenschaften von 16,5 % Cr–0,65 % C rostfreiem, martensitischen Stahl mit dem Zusatz von 0,25 % N an. D.h. die Abschrecktemperatur, bei der die größte Härte erzielt ist, wird mit dem Anstieg des N-Gehalts auf niedrigere Temperatur herabgesetzt. Die Längung nimmt mit dem Anstieg des N-Gehalts außerdem zu. Es wird erläutert, dass der Lösungsbetrag von N in der Austenit-Phase ansteigt und die Austenit-Phase mit der Erhöhung der Abschrecktemperatur stabilisiert wird.
Die ungeprüft veröffentlichten, japanischen Patentveröffentlichungen Nr. 9-289053 und 9-287058 offenbaren das Walzenlager, bei dem das Frischen von Cr-Carbiden aufgrund der Zugabe von N genutzt ist.
Die Erfinder haben den oben genannten Abriebmechanismus und den Einfluss relativ großer lamellierter Korngrenzenverbindungen auf das Reißen der Gleitfläche von Kolbenringen untersucht und die Frischtechnologie von Cr-Carbid unter Benutzung der Zugabe von N angewendet. Als Ergebnis wurde herausgefunden, dass es erwünscht ist, dass eine große Anzahl von Nitriden einheitlich in der Nitrierschicht dispergiert ist und insbesondere Korngrenzenverbindungen von feiner Größe sind. Diese feine Mikrostruktur stellt einen Kolbenring aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung mit verbesserter Abrieb-, Reiß- und Ermüdungsbeständigkeit bereit, selbst wenn er in Verbrennungsmotoren benutzt ist, die unter hohen Drehzahl- und hohen Leistungsbedingungen betrieben sind, insbesondere moderne gewichtsreduzierte Gusseisenmonoblock-Dieselmotoren usw.
Der Kolbenring aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung gemäß der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er das rostfreie, martensitische, chromreiche Stahl umfasst, welches in Gewichtsprozent aus C: 0,3 bis 1,0 %, Cr: 14,0 bis 21,0 %, N: 0,05 bis 0,50 %, zumindest eines von Mo, V, W und Nb: 0,03 bis 3,0 % insgesamt, Si: 0,1 bis 1,0 %, Mn: 0,1 bis 1,0 %, P: 0,05 % oder weniger, S: 0,05 % oder weniger besteht, wobei Fe und unvermeidbare Unreinheiten der Ausgleich ist; und dass der rostfreie, martensitische, chromreiche Stahl eine Gleitnitrierschicht aufweist, die harte Partikel umfasst, die aus Carbid, Nitrid und Carbonitrid, hauptsächlich Nitrid, besteht, und sich die harten Partikel in der Oberfläche der Nitrierschicht in einem Bereich von 0,5 bis 2,0 μm im durchschnittlichen Durchmesser, wobei 7 μm oder weniger der größte Durchmesser ist, und von 5 bis 30 % in Flächenprozent befinden. Die Korngrenzenverbindungen, die im Längsschnitt der Nitrierschicht vermerkt sind, weisen eine Größe (Länge) von 20 μm oder weniger auf. Die Nitrierflächenschicht mit dem oben genannten Mikrostrukturmerkmal weist eine Härte im Bereich von Hv 900 bis 1400 und eine genügende Tiefe von der Oberfläche auf.
Das Herstellungsverfahren des Kolbenrings aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst: Schmelzen des Stahls mit der obigen Zusammensetzung, gefolgt vom Zusetzen von Stickstoff; Gießen des geschmolzenen Stahls in einen Block; Warmwalzen; Glühen; Drahtkaltziehen; Kaltwalzen zum Ausbilden einer ungefähren Querschnittsform des Kolbenrings; Abschrecken; Anlassen zum Bereitstellen des Drahtmaterials; Biegen des Drahtmaterials in die Form des Kolbenrings; Zugentlastungsglühen; Vorschleifen der Seitenflächen; Nitrieren; Entfernen der Oberflächenverbindungsschicht; Schleifen der Endstücke; Polieren der Seitenflächen; und Feinschleifen der äußeren Umfangsflächen. Vor dem Biegen in die Kolbenringform wird ein Abschrecken mit einer Temperatur von 850 º bis 1000 º durchgeführt, die relativ niedrig als Abschrecktemperatur des rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahls ist. Als Ergebnis ist die Mikrostruktur fein und enthält eine größtmögliche Menge der dispergierten Carbide. Das Nitrieren kann Gasnitrieren, Ionennitrieren oder Radikalnitrieren sein. Das Nitrieren wird in einem Bereich von 450 º bis 600 ºC für 1 bis 20 Stunden ausgeführt.
Die vorliegende Erfindung wird im Folgenden detailliert beschrieben.
Es werden die Komponenten des rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
C ist ein interstitielles gelöstes Element in Fe und erhöht die Matrixhärte. C ist leicht mit Cr, Mo, V, W und Nb kombinierbar und bildet Carbide. Die Carbide werden beim Nitrieren hauptsächlich in Nitride umgewandelt. Anders gesagt fördern die Nitride die Verschleißbeständigkeit und die Abriebbeständigkeit der Gleitfläche eines Kolbenrings. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,3 % beträgt, ist die Härtung und Bildung von Carbiden nicht genügend. Wenn andererseits der C-Gehalt über 1 % liegt, kristallisiert grobes, eutektisches Cr-Carbid (η-Phase: M₇C₃ Carbid) in großer Menge während der Verfestigung des geschmolzenen Stahls. Dieses Carbid beeinträchtigt drastisch die Verarbeitbarkeit des Materials bei den anschließenden Herstellungsprozessen von Drähten. Der Kohlenstoffgehalt befindet sich daher in einem Bereich von 0,3 bis 1,0 %, vorzugsweise in einem Bereich von 0,4 bis 0,9 %.
Cr ist ein gelöstes substitionelles Element in Fe. Cr verbessert nicht nur die Korrosionsbeständigkeit, sondern induziert außerdem die Lösungsstärkung und damit die Verbesserung der thermischen Einstellungsbeständigkeit. Hier ist die thermische Einstellung eine Erscheinung, bei der die Abdichtungseigenschaft durch Spannungsabfall aufgrund von Schlupf beim Betrieb eines Kolbenrings bei hoher Temperatur verschlechtert ist. Cr reagiert mit C in Stahl und bildet Cr-Carbide. Diese Cr-Carbide reagieren leicht mit N, das beim Nitrieren von der Oberfläche eindringt, und werden in Cr-Nitride umgewandelt. Die Cr-Nitride werden in der Nitrierschicht als harte Partikel dispergiert. Die harten Partikel in der Nitrierschicht fördern die Verschleißbeständigkeit und die Abriebbeständigkeit der Gleitfläche eines Kolbenrings in hohem Maße. Wenn der Cr-Gehalt geringer als 14 % ist, ist die Bildung von Cr-Carbiden nicht genügend. Wenn der Cr-Gehalt andererseits über 21 % liegt, wird das δ-Ferrit gebildet und die Zähigkeit somit herabgesetzt. Zudem wird die Cr-Konzentration in der Matrix so hoch, dass die Ms (die Starttemperatur der martensitischen Umwandlung) derart verringert ist, dass keine zufrieden stellende Abschrecktemperatur erzielt wird. Der Cr-Gehalt liegt daher in einem Bereich von 14 bis 21 %, vorzugsweise in einem Bereich von 16 bis 19 %.
N ist wie C ein interstitielles Element in Fe. Ternäres Fe – Cr – C Phasendiagramm kann durch ein pseudobinäres Phasendiagramm durch Schneiden an beispielsweise der 17%-Cr-Linie ausgedrückt sein. Eine eutektische Reaktion findet zwischen Fe und C statt, deren Konzentration durch das linke Ende der eutektischen Linie gegeben ist. Indessen verbleibt geschmolzener Stahl vor der Verfestigung um die Korngrenzen primärer Kristalle. Wenn die Temperatur weiter fällt, unterzieht sich der geschmolzene Stahl der eutektischen Reaktion. Wenn Stickstoff gemäß der vorliegenden Erfindung zugesetzt wird, ist die C-Konzentration auf der oben genannten linken Seite höher als die des geschmolzenen Stahls ohne Stickstoff. Daher wird die eutektische Reaktion und somit die Bildung von η-Carbid unterdrückt. Wenn die Temperatur unter die eutektische Temperatur fällt, präzipitiert das übersättigte C und N um die primären γ-Körner in Form von lamellierten M₂₃C₆- und M₂N-Ausscheidungen. Wenn der N-Gehalt weniger als 0,05 % beträgt, kristallisiert die η-Phase. Wenn der N-Gehalt andererseits über 0,05 % liegt, präzipitiert die Menge von M₂N in Stangenform, sodass die Zähigkeit herabgesetzt ist. Der N-Gehalt liegt daher im Bereich von 0,05 bis 0,50 %, vorzugsweise in einem Bereich von 0,10 bis 0,30 %. Das gelöste N in der Matrix verhindert die Diffusion von C und trägt außerdem zum Frischen der Korngrenzenverbindungen bei. Dies ist zunächst Fe₃C nach dem Gießen und wird schließlich zu Fe₃N nach der Nitrierbehandlung umgewandelt. Stickstoff bis zu 0,2 % kann unter Normaldruck zugegeben werden. Ein Stickstoffgehalt von über 0,2 % benötigt Schmelzen unter N₂-Gasdruckatmosphäre. Der Stickstoffgehalt in einem Bereich von 0,05 bis 0,20 % ist daher vom Gesichtspunkt der N-Zugabe bevorzugt.
Jegliches von Mo, V, W und Nb ist ein Carbidbilder und fördert Verschleiß- und Abriebbeständigkeit. Zudem verhindert Mo eine Enthärtung während der Anlass- und Nitrierbehandlungen und spielt eine wichtige Rolle beim Erzielen der Dimensionsstabilität eines Kolbenrings. V fördert das Nitrieren, und daher ist die Härte einer Nitrierschicht hoch, die V enthält. Jegliches dieser Elemente ist zum Steigern der Eigenschaften eines Kolbenrings wirksam. Wenn der Gesamtgehalt von zumindest einem von Mo, V, W und Nb weniger als 0,03 % beträgt, sind ihre Wirkungen so gut wie unerheblich. Wenn andererseits der Gesamtgehalt dieser Elemente/dieses Elements über 3 % beträgt, ist die Verarbeitbarkeit ernsthaft beeinträchtigt und die Zähigkeit herabgesetzt. Der Gesamtgehalt von Mo, V, W und Nb beträgt daher von 0,03 bis 3,00 %.
Si ist ein Deoxidationsadditiv. Si ist außerdem in Fe gelöst und fördert die Enthärtungsbeständigkeit beim Anlassen. Die so genannte thermische Einstellungsbeständigkeit kann daher verbessert sein. Wenn der Si-Gehalt weniger als 0,1 % beträgt, ist seine Wirkung schwach. Wenn der Si-Gehalt andererseits mehr als 1,00 % beträgt, ist die Zähigkeit beeinträchtigt. Der Si-Gehalt liegt daher in einem Bereich von 0,1 bis 1,0 %.
Mn ist ebenfalls ein Deoxidationsadditiv. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,1 % beträgt, ist seine Wirkung schwach. Wenn der Mn-Gehalt andererseits mehr als 1,0 % beträgt, ist die Verarbeitbarkeit beeinträchtigt. Der Mn-Gehalt beträgt daher von 0,1 bis 1,0 %.
P bildet Einschlüsse mit Mn und dergleichen und setzt die Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit herab. P ist eine Stahlunreinheit. Je weniger P, desto besser. Der P-Gehalt beträgt von einem praktischen Gesichtspunkt her somit 0,05 % oder weniger. Vorzugsweise beträgt P 0,03 % oder weniger.
S setzt wie P die Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit herab. S ist eine Stahlunreinheit. Je weniger S, desto besser. Der S-Gehalt beträgt von einem praktischen Gesichtpunkt her somit 0,05 % oder weniger. Vorzugsweise beträgt S 0,03 % oder weniger.
Der Stahl, der aus den oben beschriebenen Zusammensetzungsbereichen besteht, wird einer Ausbildung einer Mikrostruktur mit verbesserter Abriebbeständigkeit unterzogen, d.h., eine Anzahl feine Nitridpartikel sind in der Nitrierschicht vorhanden. Insbesondere sollten die harten Partikel, die aus Nitriden bestehen, d.h. zumeist Cr-Nitrid, Carbiden und Carbonitriden, die in der Oberfläche der Nitrierschicht vorhanden sind: einen Durchschnittsdurchmesser in einem Bereich von 0,2 bis 2 μm, wobei der größte Durchmesser 7 μm oder weniger beträgt, und einen Flächenprozentsatz in einem Bereich von 5 bis 30 % aufweisen. Wenn der Durchschnittspartikeldurchmesser weniger als 0,2 μm beträgt, sind die konvexen Formen der harten Partikel zum Verhindern eines Abreibens nicht wirksam. Wenn andererseits der Durchschnittspartikeldurchmesser mehr als 2 μm beträgt, besteht die Gefahr, dass ein Abreiben auftritt, wenn die Belastung hoch ist. Wenn der größte Durchmesser mehr als 7 μm beträgt, wird die Mikrostruktur der Nitrierschicht uneinheitlich, sodass die Gefahr besteht, dass Abreiben unter hoher Belastung auftritt. Wenn der Flächenprozentsatz weniger als 5 % beträgt, besteht die Gefahr, dass das Abreiben auftritt. Wenn andererseits der Nitridflächenprozentsatz mehr als 30 % beträgt, wird das Drahtziehen und das Biegen in Kolbenringform nach dem Schmelzen schwierig. Ein bevorzugter Flächenprozentsatz beträgt 10 bis 25 %.
Die Mikrostruktur der Nitrierschicht mit verbesserter Reißbeständigkeit ist derart, dass die Korngrenzenverbindungen, die im Längsschnitt des Kolbenrings vermerkt sind, 20 μm oder weniger in der Größe (Länge) betragen. Wenn die längste Länge mehr als 20 μm beträgt, entsteht das Problem, dass die Gefahr besteht, dass das Reißen unter hoher Belastung auftritt.
Die Mikrostruktur der Nitrierschicht wie oben beschrieben gemäß der vorliegenden Erfindung ist der Mikrostruktur von rostfreiem Stahl zuordenbar. Zunächst ist kein grobes eutektisches Carbid (η-Phase: (Cr, Fe)-C₃ Carbid) in dem Stahl vorhanden, das anschließend warmgewalzt, weichgeglüht, drahtgezogen, abgeschreckt und angelassen wurde. Dies ist durch den Stickstoffzusatz erzielt.
Zweitens präzipitiert eine Anzahl des feinen sekundären Carbids (ε Phase, (Cr, Fe)₂₃C₆ Carbid), wenn es bei der Abschrecktemperatur vor dem Nitrieren hält. Das Fe – Cr – C Phasendiagramm zeigt, dass mehr und feineres Carbid präzipitiert, da die Abschrecktemperatur im (γ + ε) Bereich niedriger ist. Wenn das Abschrecken von einer möglichst niedrigen Temperatur im (γ + ε) Bereich ausgeführt wird, können γ Carbide in größtmöglicher Menge präzipitieren. Zudem ist das Wachsen von γ Kristallkörner unterdrückt, sodass der abgeschreckte Stahl eine feine Kornstruktur aufweist. Wenn dieser Stahl dem Nitrieren unterzogen wird, werden die Korngrenzenverbindungen ebenfalls fein. Eine bevorzugte Abschrecktemperatur liegt daher von den oben beschriebenen Gesichtspunkten her im Bereich von 850 bis 1000 ºC. wenn die Abschrecktemperatur weniger als 850 ºC beträgt, erfolgt kein Härten und die gewünschte Härte wird wegen Präzipitation der α-Phase nicht erzielt. Wenn die Abschrecktemperatur über 1000 ºC liegt, wachsen die Carbide im Halteschritt auf der Abschrecktemperatur zusammen, und die γ-Kristallkörner werden grob. Infolgedessen werden die groben Carbide zu groben Nitriden umgewandelt. Die Korngrenzenverbindungen, die entlang der grob gewordenen γ-Kristallkörner bei der anschließenden Nitrierbehandlung ausgebildet werden, werden grob.
Bei der vorliegenden Erfindung ist eine große Härte von Hv900 bis 1400 bis zu einer zufrieden stellenden Tiefe von der Oberfläche durch die Nitrierbehandlung für einen relativ kurzen Zeitraum erzielt. Dieses Merkmal ist den relativ feinen γ-Kristallkörnern, die bei niedriger Abschrecktemperatur ausgebildet werden, und somit der Steigerung der Korngrenzen zuordenbar, die die hauptsächlichen Diffusionsdurchgänge von N während der Nitrierbehandlung sind.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Nitrierbehandlung im Temperaturbereich von 450 bis 600 ºC ausgeführt. Im Stand der Technik wird die Behandlungstemperatur von ungefähr 590 ºC, bei der die Stickstofflöslichkeit im α-Fe Gitter am größten ist, als empfehlenswert betrachtet. Da die vorliegende Erfindung die N-Diffusion jedoch hauptsächlich über die Korngrenzen nutzt, ist die Behandlungstemperatur nicht auf ungefähr 590 ºC beschränkt. Die Behandlung auf niedrigerer Temperatur ist vom Gesichtspunkt der Dimensionsstabilität eines Kolbenrings empfehlenswerter. Von einem praktischen Gesichtspunkt her wird das Nitrieren jedoch bei 450 bis 600 ºC für 1 bis 20 Stunden durchgeführt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist eine Fotografie einer Rückstreuungselektronenabbildung der Oberfläche einer Gleitnitrierschicht durch ein Rästerelektronenmikroskop.
1(a) und (b) entsprechen Beispiel 1 bzw. Vergleichsbeispiel 1.
2 ist eine Fotografie durch ein Lichtmikroskop des Querschnitts einer Nitrierschicht. 2(a) und (b) entsprechen Beispiel 1 bzw. Vergleichsbeispiel 1.
3 zeigt ein Muster des Abriebtests.
4 zeigt den Bewegungsmechanismus eines Reibungs- und Verschleißtesters.
5 zeigt den Bewegungsmechanismus eines Ermüdungstesters eines Kolbenrings.
6 ist ein Schaubild, das die Ermüdungsgrenze zeigt.
7 ist eine Fotografie, die einen Riss zeigt, der auf der Gleitoberfläche von Vergleichsbeispiel 13 ausgebildet ist.
BESTE AUSFÜHRUNGSWEISE DER ERFINDUNG
Beispiel 1–11 (J1–J11) und Vergleichsbeispiel 1–8 (H1–H18)
Die rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahle mit einer in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurden in einer Menge von 10 kg in einem Vakuuminduktionsschmelzofen geschmolzen. Es wurde dem Stahl jedoch weniger als 0,2 % N beim Schmelzen unter Normaldruck zugesetzt, während 0,2 % oder mehr N dem Stahl unter N₂-Gasdruckatmosphäre zugesetzt wurde. Durch Warmformgebung wurde Drahtmaterial mit 12 mm Durchmesser erzielt. Nach der Säurebeizung wurde Weichglühen bei 750 ºC für 10 Stunden durchgeführt. Durch Arbeitsschritte wurde ein Draht mit einem rechteckigen Querschnitt von 3,5 mm × 5,0 mm erzeugt. Der Draht wurde durch einen Abschreckofen (Ar-Schutzatmosphäre) und einen Anlassofen (Ar-Schutzatmosphäre) geleitet. Die Luftabschreckung wurde von 930 ºC nach Halten von ungefähr 10 Minuten auf dieser Temperatur ausgeführt. Das Anlassen wurde bei 620 ºC für ungefähr 25 Minuten ausgeführt.
Die Drähte wurden in ungefähr 50 mm lange Proben für die Nitrierbehandlung geschnitten. Das Gasnitrieren wurde bei 570 ºC für 4 Stunden ausgeführt. Die Abschrecktemperatur von Vergleichsbeispiel 1 (H1) betrug jedoch 1100 ºC, wie beim herkömmlichen Verfahren. Die anderen Bedingungen sind dieselben wie für die Beispiel und die anderen Vergleichsbeispiele.
Tabelle 1 Gew.-%
Die oben genannten Drahtproben wurden ferner in Längen von 10 mm zur Untersuchung der mikroskopischen Struktur geschnitten. Die Proben wurden in Harz eingebettet und hochglanzpoliert. Die Untersuchung und quantitative Bewertung wurde unter Benutzung eines Schliffbildanalysators ausgeführt. Die Rückstreuungselektronenabbildung der Gleitnitrieroberfläche wurde bezüglich Beispiel 1 (J1) und Vergleichsbeispiel 1 (H1) durch ein Rasterelektronenmikroskop untersucht. Die untersuchten Bilder für Beispiel 1 (J1) und Vergleichsbeispiel 1 (H1) sind in 1(a) bzw. (b) gezeigt. Der Querschnitt der Nitrierschicht wurde durch ein Lichtmikroskop untersucht, und die untersuchten Fotografien sind in 2(a) bzw. (b) bezüglich Beispiel 1 (J1) und Vergleichsbeispiel 1 (H1) gezeigt. Die harten Partikel erscheinen in dem Rückstreuungselektronenabbildungsfoto schwarz und in dem Lichtmikroskopfoto weiß. Es ist offensichtlich, dass: die harten Partikel gemäß der vorliegenden Erfindung in der Größe äußerst klein sind; und dass die im Querschnitt der Nitrierschicht untersuchten Korngrenzenverbindungen in der Größe äußerst klein sind. Die Mikrostrukturen von Beispiel 1 bis 11 (J1 bis J11) und Vergleichsbeispiel 1 bis 8 (H1 bis H8) wurden bezüglich des Durchschnittspartikeldurchmessers, des größten Partikeldurchmessers und des Flächenverhältnisses der harten Partikel in der Gleitnitrieroberfläche und der längsten Länge der Korngrenzenverbindungen im Querschnitt der Nitrierschicht quantitativ bewertet. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 zusammen mit der Härte der Gleitfläche der Nitrierschicht gezeigt. Tabelle 2

* Vergleichsbeispiele 2, 4 und 8 (H2, H4 und H8) konnten wegen dürftiger Verarbeitbarkeit nicht zu Drähten ausgebildet werden.
** Die Dimension nach dem Nitrieren war in Vergleichsbeispiel 7 (H7) unstabil. Der Ertrag ist daher niedrig.

Unter Bezugnahme auf 3 ist eine Abriebtestprobe in Form des japanischen katakana „]" mit 45 mm Gesamtlänge gezeigt. Das Drahtmaterial wurde zu Integralabriebtestproben mit zwei Stiften ausgebildet. Das Gegenmaterial war aus FC250 hergestellt und in Form einer Scheibe mit 60 cm Durchmesser und 12 mm Stärke.
Die Gleitfläche von Scheibe 2 (4) wurde auf die Rauheit (Rz) von 1 bis 2 μm eingestellt. Der Abriebtest wurde unter Benutzung eines Reibungs- und Verschleißtesters ausgeführt (Erzeugnis von Riken, Handelsname „Triborik I"). Die Vorderenden des Stifts (Bezugszeichen 1, 4) sind konvexe Gleitflächen mit 20 mm Radius. Die Vorderenden wurden einer Gasnitrierungsbehandlung unterzogen. Die an den Vorderenden ausgebildeten, 5 bis 20 μm starken Verbindungsschichten (weiße Schicht) wurden durch Schleifen entfernt. Die Vorderenden wurden dann durch Polieren hochglanzpoliert. Die Rauheit (Rz) der Gleitfläche der benutzten FC250-Scheibe (4, Bezugszeichen 2) ist auf 1 bis 2 μm eingestellt. Der Bewegungsmechanismus des Reibungsverschleißtesters ist in 4 dargestellt. Die Abriebtestbedingungen waren folgende:
Gleitgeschwindigkeit (Scheibe): 8 m/s
Druckbelastung: Schrittweise Steigerung um 0,2 MPa von den anfänglichen 1,0 MPa bis zum Auftreten von Abreiben
Schmieröl: Motoröl (Handelsname: Nisseki Motor Oil P Nr. 12)
Schmieröltemperatur: 80 ºC (in der Nähe des Auslasses)
Ölbadtemperatur: 100 °C
Schmierölzufuhrmenge: 40 ccm/min
Der Abreibflächendruck wurde aus der Abreibbelastung und dem Verschleißbereich der Gleitfläche berechnet. Der erzielte Abreibflächendruck ist bezüglich Beispiel 1 bis 11 (J1 bis J11) und Vergleichsbeispiel 1 bis 8 (H1 bis H8).
Tabelle 3
Es ist offensichtlich, dass die Abriebbeständigkeit von Beispiel 1 bis 11 (J1 bis J11) gegenüber der der Vergleichsbeispiele 1, 3 5–7 (H1, H3, H5–H7) verbessert ist.
Beispiel 12 bis 14 (J12 bis J14) und Vergleichsbeispiel 9 bis 11 (H9 bis H11)
Die Materialien mit der chemischen Zusammensetzung von Beispiel 1 wurden zu einem Draht gearbeitet und von der in Tabelle 4 gezeigten Temperatur luftabgeschreckt. Die Gasnitrierbehandlung mit demselben Verfahren wie in Beispiel 1 ausgeführt. Die Mikrostruktur der Nitrierschicht wurde quantitativ analysiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4

* Die Härte der Nitrierschicht von Vergleichsbeispiel 9 (H9) lag unter Hv890.

Beispiel 15 und Vergleichsbeispiel 12
Die Stahlmaterialien von Beispiel 1 und Vergleichsbeispiel 1 wurden Arbeitsschritten zum Ausbilden eines Verdichtungsrings mit einem rechteckigen Querschnitt unterzogen. Der Nenndurchmesser (d₁) betrug 95,0 mm, die Stärke (a₁) 3,35 mm und die Breite (h₁) 2,3 mm. Das Abschrecken wurde mittels Durchlaufen des Abschreckofens bei 930 ºC für 10 Minuten und folgende Luftkühlung ausgeführt. Das Anlassen wurde mittels Anlassofen bei 620 ºC für ungefähr 25 Minuten ausgeführt. Das kontinuierliche Abschrecken und Anlassen wurde ausgeführt. Das Gasnitrieren wurde bei 570 ºC für 4 Stunden ausgeführt. Die Abschrecktemperatur von Vergleichsbeispiel 12 betrug jedoch 1100 ºC, wie beim herkömmlichen Verfahren. Die anderen Bedingungen sind dieselben wie für Vergleichsbeispiel 15.
Der erzeugte Kolbenverdichtungsring wurde in einem Ermüdungstester getestet, dessen Bewegungsmechanismus in 5 dargestellt ist. Die Endstücke des Kolbenverdichtungsrings wurden an beiden Enden zum Erweitern der Dimension des Kolbenringspalts abgeschnitten. Der derart behandelte Kolbenring 3 wurde durch eine Einstellvorrichtung 9 in dem Tester derart eingestellt, dass sein Durchmesser auf den Nenndurchmesser reduziert war. Die exzentrische Nocke 4 wurde dann gedreht, um wiederholte Hübe von 40 Zyklen pro Sekunde zum weiteren Reduzieren des Durchmessers auf weniger als den Nenndurchmesser zu vermitteln, bis der Kolbenring 3 brach. Die am Bruch ausgeübte Belastungszahl wurde erhalten. Dieser Test wurde unter Übertragung der ausgeübten Belastung auf die Probe mit identischer Spezifikation wiederholt. Das so genannte S-N-Diagramm und schließlich das Ermüdungsgrenzendiagramm, das in 6 gezeigt ist, wurde erhalten.
Unter Bezugnahme auf 6 ist offensichtlich, dass Beispiel 15 gegenüber Vergleichsbeispiel 12 außerordentlich verbessert ist.
Beispiel 16 bis 19 und Vergleichsbeispiel 13 bis 14
Die Stahlmaterialien von Beispiel 1 (Beispiel 16, 17), Beispiel 7 (Beispiel 18, 19) und Vergleichsbeispiel 1 (Vergleichsbeispiel 13, 14) wurden Arbeitsschritten zum Ausbilden eines Verdichtungsrings (Beispiel 16, 18 und Vergleichsbeispiel 13) und des Körpers eines zweiteiligen Ölrings (Beispiel 17, 19 und Vergleichsbeispiel 14) unterzogen. Der Verdichtungsring wies einen rechteckigen Querschnitt auf. Sein Nenndurchmesser (d₁) betrug 99,2 mm, die Stärke (a₁) 3,8 mm und die Breite (h₁) 2,5 mm. Der Körper des Ölrings wies einen sattelförmigen Querschnitt auf. Sein Nenndurchmesser (d₁) betrug 99,2 mm, die Stärke (a₁) 2,5 mm und die Breite (h₁) 3,0 mm.
Das Abschrecken, Anlassen und Gasnitrieren in Beispiel 16 bis 19 war dasselbe wie in Beispiel 15. Das Abschrecken, Anlassen und Gasnitrieren in Vergleichsbeispiel 13 bis 14 war dasselbe wie in Vergleichsbeispiel 12.
Der erzeugte Verdichtungsring und Ölring wurden in einen 4-Zylinder-Dieselmotor mit 3200 ccm Hubraum montiert. Die Ringe wurden auf einen Kolben montiert und mit einem Gussmonoblock kombiniert und für 100 Stunden für den Dauertest unter den folgenden Bedingungen betrieben.
Drehzahl: 3600 rpm
Leistung: 75 kW
Belastung: Vollbelastung
Wassertemperatur: 110 ºC
Öltemperatur: 130 ºC
Abreiben trat nach 2 Stunden 10 Minuten im Fall von Vergleichsbeispiel 13 und nach 7 Stunden 55 Minuten im Fall von Vergleichsbeispiel 14 auf. Es gab keine Störungen während des Tests im Fall von Beispiel 16 bis 19. Unter Bezugnahme auf 7 ist die Fotografie eines Risses in der Gleitnitrierfläche von Vergleichsbeispiel 13 gezeigt.
Industrielle Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist eine große Menge feiner Nitride in der Nitrierschicht des Kolbenrings vorhanden, der aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl mit Nitrierung hergestellt ist. Die lamellierten Korngrenzenverbindungen sind außerdem gefrischt. Derartige Mikrostrukturen können durch den Zusatz von Stickstoff und Abschrecken auf niedriger Temperatur ausgebildet sein. Die Verschleißbeständigkeit, Abriebbeständigkeit, Reißbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit ist infolge der Mikrostruktur verbessert. Der Kolbenring gemäß der Erfindung kann daher vorteilhaft in Verbrennungsmotoren unter hohen Dreh- und hohen Leistungsbedingungen benutzt sein, insbesondere dem modernen, leichtgewichtigen Monoblockdieselmotor. Der Kolbenring gemäß der vorliegenden Erfindung kann außerdem vorteilhaft als Kolbenring eines kleinen Lastkraftwagens benutzt sein, bei dem es wahrscheinlich ist, dass das Ermüdungsproblem beim Benutzen der Motorbremse auftritt. Der Kolbenring der vorliegenden Erfindung kann angemessen als Körper eines zweiteiligen Ölrings und Schiene eines dreiteiligen Ölrings ausgeführt sein.

Claims

Kolbenring mit verbesserter Abriebbeständigkeit, Reißbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit, bestehend aus rostfreiem, martensitischen, chromreichen Stahl und einer Gleitnitrierschicht, die auf der Oberfläche des Stahls ausgebildet ist, dadurch gekennzeichnet, dass das rostfreie, martensitische, chromreiche Stahl in Gewichtsprozent aus C: 0,3 bis 1,0 %, Cr: 14,0 bis 21,0 %, N: 0,05 bis 0,50 %, zumindest einem von Mo, V, W und Nb: 0,03 bis 3,0 % insgesamt, Si: 0,1 bis 1,0 %, Mn: 0,1 bis 1,0 %, P: 0,05 % oder weniger, S: 0,05 % oder weniger besteht, wobei Fe und unvermeidbare Unreinheiten der Ausgleich ist; und dass ferner die Gleitnitrierschicht auf ihrer Oberfläche 5 bis 30 Flächenprozent harte Partikel mit einer Durchschnittspartikelgröße in einem Bereich von 0,2 bis 2,0 μm aufweist, wobei 7 μm oder weniger der größte Durchmesser ist.
Kolbenring nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Korngrenzennitrid, das im Längsschnitt einer Nitrierschicht betrachtet werden kann, 20 μm oder weniger in der Größe (Länge) beträgt.
Kolbenring nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei der N-Gehalt des rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahls von 0,05 bis 0,20 % beträgt.
Kolbenring nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei sich die Härte der Gleitnitrierschicht in einem Bereich von Hv900 bis 1400 befindet.
Herstellungsverfahren für einen Kolbenring nach einem der Ansprüche 1 bis 4, mit verbesserter Abriebbeständigkeit, Reißbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit, mittels Unterziehen des rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahls einer Nitrierbehandlung, dadurch gekennzeichnet, dass das rostfreie, martensitische, chromreiche Stahl in Gewichtsprozent aus C: 0,3 bis 1,0 %, Cr: 14,0 bis 21,0 %, N: 0,05 bis 0,50 %, zumindest einem von Mo, V, W und Nb: 0,03 bis 3,0 % insgesamt, Si: 0,1 bis 1,0 %, Mn: 0,1 bis 1,0 %, P: 0,05 % oder weniger, S: 0,05 % oder weniger besteht, wobei Fe und unvermeidbare Unreinheiten der Ausgleich ist; und dass ferner das Abschrecken des rostfreien, martensitischen, chromreichen Stahls vor dem Biegen in eine Ringform von einer Temperatur im Bereich von 850 bis 1000 ºC ausgeführt wird.
Kombination des Kolbenrings nach einem der Ansprüche 1 bis 4 mit einem Gusseisenmonoblockzylinder.