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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Wälzlagerbauteils.
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Wälzlager werden in unterschiedlichsten Bereichen verwendet, um zwei Bauteile relativ zueinander drehbeweglich zu lagern. Sie bestehen üblicherweise aus einer Mehrzahl an Wälzlagerbauteilen, wie Lagerringen, Wälzkörpern, Käfigen etc. Insbesondere die lasttragenden Bauteile, wie beispielsweise die Lagerringe sind Belastungen unterschiedlicher Art und Höhe ausgesetzt, weshalb sie entsprechende mechanische Eigenschaften aufweisen müssen. Ein Hauptparameter ist die Härte des Bauteils in den lasttragenden/-aufnehmenden Bereichen, wozu Wälzlagerbauteile wie beispielsweise die Lagerringe üblicherweise gehärtet werden. Das Bauteil wird hierzu entweder durchgehärtet (=gleichmäßiges Härteniveau über den bestimmenden Querschnitt) oder zumindest in der Randschicht gehärtet (Gradient der Härte), sodass sich in der lasttragenden Zone ein hinreichend hoher Martensitanteil ausbildet. Mit zunehmender Härte, respektive zunehmenden Martensitanteil steigt die Sprödigkeit des Materials, sinken die Gleichmaß- und Bruchdehnung. Die Neigung des Bauteils zu spontanen Versagen durch Bruch steigt. Die in der Gesamtheit resultierenden Bauteileigenschaften sind ein Kompromiss aus erforderlicher, möglichst hoher Härte und härtebedingt niedriger Duktilität. Durch Einsatz- oder Induktionshärten in der Randschicht gehärtete Lagerteile können diesen Zielkonflikt zum Teil auflösen. Sie sind aber aufgrund der komplexeren Herstellungsverfahren aufwändiger im Einsatz von Energie, Zeit und Kosten. Die dadurch bedingten Eigenschaftsgradienten bedingen unter anderem eine enger zu tolerierende Prozesskette in der Bearbeitung (Aufmaße, Verzug, etc.) der Teile.
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In vielen Fällen, insbesondere bei Verwendung der Wälzlagerbauteile zur Übernahme zusätzlicher funktionaler Anforderungen (Strukturbauteile) wie beispielsweise Stützrollen oder Momentenlagern, sind hohe Härtewerte nicht immer erforderlich. Vielmehr stehen dort abgestimmte Gebrauchseigenschaften im Vordergrund um die Gebrauchsdauer des Bauteiles für den erforderlichen Zeitraum unter Betriebsbedingungen sicher zu stellen.
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Der Erfindung liegt damit das Problem zugrunde, ein Verfahren zur günstigen Herstellung eines Wälzlagerbauteils anzugeben, das neben einer bestimmten Härte auch eine hinreichende Festigkeits- und Gebrauchseigenschaften aufweist, um neben Laufanwendungen auch ein definiertes Maß an Strukturfunktionen abbilden zu können, das über Standardlager hinaus geht.
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Zur Lösung des Problems ist bei einem Verfahren zur Herstellung eines Wälzlagerbauteils erfindungsgemäß vorgesehen, dass ein zumindest endgeometrienaher Bauteilrohling aus Wälzlagerstahl verwendet wird, der zur Ausbildung eines härtbaren Gefüges erwärmt wird, wonach er auf eine Temperatur signifikant oberhalb der MartensitStarttemperatur des Materials schnell abgekühlt und auf der Temperatur so lange gehalten wird, bis sich der gesamte Austenit in unteren Bainit umgewandelt hat.
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Der Erfindung liegt die Überlegung zugrunde, statt einer martensitischen Durch- oder Randschichthärtung eine vollständige Gefügeumwandlung über den Bauteilquerschnitt bei erhöhten Umwandlungstemperaturen im unteren Bainit anzuwenden. Also eine isotherme Umwandlung des gesamten austenitischen Gefüges in den unteren Bainit, unter sicherer Vermeidung von Martensitanteilen zu realisieren. Diese Modifikation soll im weiteren Zähbainit genannt werden.
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Hierzu wird der Bauteilrohling zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur (oberhalb Ac3) erwärmt, sodass sich ein austenitisches Gefüge ausbildet. Anschließend wird er auf eine Temperatur gekühlt, die signifikant, vorzugsweise um mindestens 20° oberhalb der Martensitstarttemperatur liegt, und zwar in einem Temperaturfenster, in dem sich je nach verwendetem Material der untere Bainit ausbildet. Auf dieser Temperatur wird der Bauteilrohling so lange gehalten, bis sich das gesamte austenitische Gefüge in der unteren Bainitstufe isotherm umgewandelt hat.
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Die erfindungsgemäß hergestellten Bauteile mit dem erfindungsgemäßen Bainitgefüge weisen einerseits eine ausreichend gute Härte, andererseits für Wälzagerstähle eine sehr gute Duktilität und auch Zäheigenschaften auf, die deutlich über der von martensitisch durchgehärteten Bauteilen liegt oder das von martensitisch randschichtgehärteten Bauteilen erreichen kann.
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Streckgrenze und Zugfestigkeit sind gegenüber martensitisch, respektive einsatzgehärteten Bauteilen gleichwertig oder besser. Aufgrund des deutlich reduzierten Sprödverhaltens bzw. verbesserter Duktilität zeigen solche Wälzlagerbauteile demzufolge ein vergleichbares Verhalten wie Bauteile aus herkömmlich legierten Einsatzstählen der Systeme Cr- oder Mn-Cr-, Mn-Cr-Mo-legiert.
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Die zähbainitischen Zustände nehmen bei gleichem Werkstoff Verformungen im Bereich der Gleichmaßdehnung auf, wo martensitische Zustände bereits die Bruchdehnung erreichen, also ein Bruch- oder Anreißversagen vorliegt. Das bedeutet, dass über den gesamten Querschnitt ein nennenswert elastisch-plastischer Werkstoffzustand eingestellt werden kann, der insbesondere für die beabsichtigen Anwendungen mit kombiniertem Anforderungsprofil von Vorteil ist.
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Insbesondere ermöglicht das erfindungsgemäße Verfahren die Einstellung eines zähbainitischen Zustands mit einer hohen Duktilität und Härte bei für die Anwendungen ausreichender Streckgrenze und Zugfestigkeit sowie verbessertem maßlichen und thermischen Verhalten gegenüber dem martensitischen durch- respektive einsatzgehärteten Zustand. Der zur Bemessung der dynamischen Tragfähigkeit von Lagern herangezogene Härtefaktor liegt formal bei 0,85, der statische Härtefaktor bei gößer als 0,95. Ferner stellt sich ein elastisch- plastischer Werkstoffzustand ein, der gegenüber äußeren und inneren Fehlerstellen eine höhere Schadenstoleranz im Vergleich zu voll-martensitischen Bauteilen bietet. Darüber hinaus kann aufgrund der vollständigen isothermen Umwandlung in der Bainitstufe auf höherem Temperaturniveau ein thermisch stabiler Zustand eingestellt werden, sodass jede irreversible Maßänderung durch eine nachträgliche, unter Betriebsbedingnungen thermisch aktivierte Änderung der Gefügemorphologie bis knapp unter der ursprünglichen Bildungstemperatur vermieden wird. Ein nachträgliches Anlassen zur maßlichen Stabilisierung entfällt damit vollkommen. Der thermische Stabilisierungszustand S2 ist aufgrund des homogenen Gefüges, bestehend aus einer mechanisch und thermisch stabilen Zwischenstufe und Karbiden aus dem Prozess heraus sicher erreichbar.
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Darüber hinaus ist die Herstellung erfindungsgemäßer Wälzlagerbauteile gegenüber der Einsatzhärtung deutlich vereinfacht, da es keiner zusätzlichen Wärmebehandlung zum Anlassen bedarf, wie im Falle der Einsatzhärtung erforderlich, bei der das nachträgliche Anlassen zum Abbau der Sprödigkeit und dem Austreiben von Wasserstoffanteilen aus der Kohlungsatmosphäre der Einsatzhärtung erforderlich ist.
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Die Haltetemperatur, auf der das Bauteil zur Umwandlung in der Bainitstufe gehalten wird, sollte im Intervall zwischen 260-320 °C liegen, vorzugsweise zwischen 275-290 °C. Die Temperatur sollte dabei derart gewählt werden, dass sie in Anbetracht des zu verwendenden Wälzlagerstahls und des gewählten Austenitisierungsgrades ein signifikanten Abstand von der Martensit-Startemperatur gegeben ist.
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Die Haltezeit für die isotherme Umwandlung in der Zwischenstufe, die ihrerseits materialabhängig ist, sollte zwischen 0,25 und 8 h liegen. Das Umwandlungsende ist durch das Verschwinden von beispielsweise röntgenographisch nachweisbarem Restaustenit angezeigt. Bezogen auf die jeweils konkret verwendete Stahlsorte ist die gesamte Wärmebehandlungsdauer deutlich geringer verglichen mit einer der martensitischen Härtung und dem erforderlichen Anlassen.
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Nachdem das Gefüge vollständig umgewandelt ist wird der Bauteilrohling auf Raumtemperatur abgekühlt.
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Das resultierende Gefüge weist eine hinreichende Härte von deutlich mehr als 610 HV auf. Auch die Streckgrenze weist je nach verwendetem Material Werte von über 1.700 MPa, in Einzelfällen über 1.800 MPa beziehungsweise 1.900 MPa auf. Auch die Zugfestigkeit liegt deutlich oberhalb von 2000 MPa, in Einzelfällen deutlich über 2.100 MPa beziehungsweise 2.200 MPa. Die Reproduzierbarkeit der resultierenden Werte ist auf einem hohen Niveau.
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Neben dem Verfahren betrifft die Erfindung ferner ein Wälzlagerbauteil aus Wälzlagerstahl, dass sich daraus auszeichnet, dass es aus unterem Bainit besteht. Es weist eine Härte von wenigstens 56 HRC auf. Besonders bevorzugt ist das Wälzlagerbauteil aus den Werkstoffqualitäten 100Cr6, 100CrMnSi4-4, 100CrMnSi6-4, 100CrMnSi6-6, 100CrMo7, 100CrMo7-3, 100CrMo7-4 oder 100CrMnMoSi8-4-6 hergestellt. Im einfachen Zugversuch zeigt es eine signifikant voneinander getrennte Gleichmaß- und Bruchdehnung. Auch verbraucht es im Schlagbiegetest eine höhere Schlagmenge als ein vergleichbares Bauteil im gleichharten martensitischen Zustand.
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Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen erläutert. Die Zeichnungen sind schematische Darstellungen und zeigen:
- 1 Ein Diagramm zur Darstellung der Spannungs- und Dehnungsverläufe von fünf unterschiedlichen erfindungsgemäß hergestellten Wälzlagerbauteilen aus unterschiedlichen Stählen,
- 2 ein Diagramm zur Darstellung der Schlagenergien, ermittelt an Schlagproben, der Wälzlagerbauteile aus 1.
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Zur Ermittlung der wesentlichen mechanischen Kennwerte wurden unterschiedliche Probekörper aus fünf verschiedenen Stählen hergestellt und der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zur Bildung des unteren Bainits unterzogen. Die verschiedenen Probekörper waren aus 100Cr6, 100CrMnSi6-4, 100CrMo7, 100CrMo7-3 und 100CrMnMoSi8-4-6. Es wurden für die Durchführung der Schlagversuche sowie der Zugversuche entsprechende Probenkörper hergestellt. Der nachfolgenden Tabelle 1 sind bezogen auf den jeweiligen Werkstoff die Wärmebehandlungsparameter zu entnehmen, und zwar zum einen die Austenitisierungstemperatur sowie die Haltedauer, zum anderen das Abschreckmedium zum Abkühlen auf die Bainit-Umwandlungstemperatur sowie die Parameter zur Salzbadabschreckung und die Haltetemperatur.
| Werkstoff | Austenitisierung | Abschreckmedium | Salzbadabschreckung |
| 100Cr6 | 850 °C, 25 min | Salzbad 280 °C | 280 °C, 2 h |
| 100CrMo7 | 860 °C, 15 min | 280 °C, 2,5 h |
| 100CrMo7-3 |
| 100CrMnSi6-4 | 280 °C, 4h |
| 100CrMnMoSi8-4-6 |
Wie der Tabelle zu entnehmen ist wurden die Probekörper aus 100Cr6 bei 850 °C für 25 min austenitisiert. Alle anderen Probeköper wurden bei 860°C für 15 min austenitisiert.
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Die Abschreckung zur Gefügeumwandlung erfolgt in allen Fällen in einem Salzwarmbad, das auf 280 °C temperiert war. Die Haltetemperaturen waren materialabhängig unterschiedlich. So wurden die Probekörper 100Cr6 im Salzbad bei 280 °C für 2 h gehalten, während die Probekörper aus 100CrMo7 und 100CrMo7-3 im Salzbad bei 280 °C für 2,5 h gehalten wurden. Die Probekörper aus 100 CrMnSi6-4 und 100 CrMnoSi8-4-6 wurden im Salzbad bei 280 °C für vier Stunden gehalten. Sodann wurden unter Verwendung entsprechender, geeichter Testvorrichtungen gemäß der einschlägigen Vorschriften durchgeführt. Lediglich die Schlagenergie wurde in Abweichung davon an Probekörpern ohne Kerbung ermittelt: Das heißt, dass keine Kerbschlagenergie, sondern eine Schlagenergie an ungekerbten Probekörpern des gleichen rechteckigen Querschnitts ermittelt wurde. Die Ergebnisse sind in den nachfolgenden Tabellen 2 und 3 wiedergegeben.
| Werkstoff | Kernhärte in HV10 | RA/% | Schlagenergie / J |
| -40 °C längs | RT längs |
| 100Cr6 | 623 | <3 | 80 | 80 |
| 100CrMnSi6-4 | 614 | <3 | 36,8 | 53 |
| 100CrMo7 | 635 | <3 | 86,5 | 107,8 |
| 100CrMo7-3 | 618 | <3 | 77,3 | 101,7 |
| 100CrMnMoSi8-4-6 | 620 | <3 | 73,3 | 94,7 |
| Werkstoff | Streckgrenze | Zugfestigkeit | Rp0,2/ Rm | Gleichmaßdehnung | Bruchdehnung |
| | Rp0,2 / | Rm / | | A/% |
| | MPa | MPa | | Ag / % | |
| 100Cr6 | 1966 | 2208 | 0,89 | 2,9 | 4,4 |
| 100CrMnSi6-4 | 1708 | 2073 | 0,82 | 3,3 | 3,5 |
| 100CrMo7 | 1862 | 2165 | 0,86 | 2,7 | 5,9 |
| 100CrMo7-3 | 1763 | 2112 | 0,83 | 3,0 | 6,5 |
| 100CrMnMoSi8-4-6 | 1741 | 2093 | 0,83 | 3,0 | 4,6 |
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Die angegebenen Messwerte sind jeweils Mittelwerte, die aus den einzelnen Messwerten der mehreren, pro Werkstoff hergestellten Probekörper erhalten wurden.
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Tabelle 2 zeigt zum einen die Kernhärte in HV10. Ersichtlich zeigen alle erfindungsgemäß hergestellten Probekörper eine Kernhärte von deutlich größer 600 HV, wobei die Probekörper aus 100CrMo7 die höchste Kernhärte aufwiesen. Eine Kernhärte von 610 HV entspricht einer Kernhärte von 55,7 HRC, eine Kernhärte von 620 HV entspricht einer Kernhärte von 56,3 HRC, eine Kernhärte von 630 HV entspricht einer Kernhärte von 56,8 HRC und einer Kernhärte von 640 HV entspricht einer Kernhärte von 57,3 HRC. Ersichtlich zeigen also sämtliche Werkstoffzustände und damit erfindungsgemäß hergestellte Wälzlagerbauteile eine hinreichend hohe Härte größer 55 HRC, respektive größer 56 HRC. Der als Indikator dienende Restaustenitgehalt lag jeweils deutlich unter der üblichen Nachweisgrenze von 3%, das heißt, dass die Gefüge aller Probekörper vollständig in den Zähbainit umgewandelt wurden. Dies resultiert aus der Abschreckung und dem Halten auf 280 °C Salzbadtemperatur für die angegebene Zeit dauern gemäß Tabelle 1.
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Zur Ermittlung der Schlagenergie wurden entsprechende Schlagversuche durchgeführt, und zwar einmal bei -40 °C sowie bei Raumtemperatur RT jeweils in Längsrichtung des Halbzeuges entnommener Proben. Die Schlagenergiewerte der Proben 100Cr6, 100CrMo7, 100CrMo7-3 und 100CrMnMoSi8-4-6 liegen sowohl bei -40 °C als auch bei Raumtemperatur in Längsrichtung im Mittel zwischen 80-110 J lediglich bei 100CrMnSi6-4 fällt der Mittelwert ab. Die bekannte Abhängigkeit der Prüftemperatur ist den Messwerten ebenfalls zu entnehmen. Während ein erfindungsgemäßer Probekörper aus 100Cr6 bei -40 °C und Raumtemperatur eine Schlagenergie von 80J in Längsrichtung zeigt, ergeben sich bei einem vergleichbaren Probekörper gleicher Härte aus in der martensitisch gehärten 100Cr6 Werte von 14J bei -40 °C und 24J bei Raumtemperatur (in Längsrichtung), was die Überlegenheit der erfindungsgemäßen Werkstoffzustandes zeigt.
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Tabelle 3 zeigt die Werte der Spannungs- Dehnungsversuche, und zwar zum einen die Streckgrenze, zum anderen die Zugfestigkeit.
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Wie dem Diagramm zu entnehmen ist weisen die Probekörper aus 100Cr6 und 100CrMo7 die höchste Streckgrenze und Zugfestigkeit auf, sie zeigen die jeweils höchsten Streckgrenzenverhältnisse. Die höchsten Bruchdehnungen weisen die Probekörper aus 100CrMo7 und 100CrMo7-3 auf.
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Die besten mechanischen Kennwerte liefern gemäß obiger Tabelle die Probekörper aus 100Cr6 beziehungsweise 100CrMo7. Unabhängig davon zeigen alle Werkstoffe sehr gute mechanische Kennwerte und können zur Herstellung erfindungsgemäßer Wälzkörperbauteile verwendet werden, wobei im Rahmen der Herstellung der Wälzkörperbauteile darauf zu achten ist, dass es zu einer möglichst geringen Seigerung kommt, da sich eine zu großer Seigerung nachteilig auf die mechanischen Kennwerte auswirkt.
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Die entsprechenden Messwerte zu den Spannungs- Dehnungsversuchen sowie zur Schlagenergie sind in den 1 und 2 in Diagrammform dargestellt. In 1 ist des Weiteren der jeweilige Gleichmaßdehnungswert und Bruchdehnungswert angegeben.
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Insgesamt bietet das erfindungsgemäße Verfahren die Möglichkeit, Wälzlagerbauteile wie Wälzköper oder Wälzlagerringe aus konventionellen Wälzlagerwerkstoffen herzustellen, die durch isotherme Umwandlung bei einer Umwandlungstemperatur, die weit genug entfernt von der Martensitstarttemperatur ist, um dessen Bildung sicher zu verhindern, vollständig aus unterem Bainit bestehen. Solche Wälzlagerkomponenten können einsatzgehärtete bzw. martensitisch gehärtete Wälzlagerkomponenten ersetzen, insbesondere in Anwendungen, bei denen die Wälzlagerkomponenten keine extrem hohen Härtewerte aufweisen müssen, wie beispielsweise bei Anwendungen in Windkraftanlagen oder bei Stützlagern, beispielsweise Flurförderfahrzeugen, bei Hubmastrollen und ähnlichem. Die Aufzählung ist jedoch keinesfalls abschließend.
