DE3922720C2 - - Google Patents
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- DE3922720C2 DE3922720C2 DE3922720A DE3922720A DE3922720C2 DE 3922720 C2 DE3922720 C2 DE 3922720C2 DE 3922720 A DE3922720 A DE 3922720A DE 3922720 A DE3922720 A DE 3922720A DE 3922720 C2 DE3922720 C2 DE 3922720C2
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- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
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- F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
- F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
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Description
Die Erfindung betrifft Wälzlager zur Verwendung
bei Automobilen, landwirtschaftlichen Maschinen, Bau
maschinen, Maschinen für die Eisen- und Stahlindustrie
und dergleichen. Insbesondere betrifft die Erfindung
langlebige Wälzlager, wie sie für Kraftübertragungen
und für Maschinen erforderlich sind.
Bisher wurden für langlebige Wälzlager, wie sie
bei Automobilen und allgemein unter hoher Belastung er
forderlich sind, niedriggekohlte, einsatzgehärtete Stähle
mit guter Härtbarkeit der Typen SCR420H, SCM420H, SAE8620H
und SAE4320H verwendet, da eine Härteübergangskurve aufge
stellt werden muß, die an die innere Scherbelastungsver
teilung angepaßt werden muß, die durch den Kontaktober
flächendruck verursacht wird. Derartige niedriggekohlte
einsatzgehärtete Stähle werden einer Aufkohlung oder
Carbonitrierung unterzogen, um die Härte des gesamten
Wälzlagers zu erhöhen, so daß die Oberflächenhärte von
inneren und äußeren Ringen sowie der rollenden Elemente
des Wälzlagers einen HRC-Wert von 58 bis 64 und die Kern
härte davon einen HRC-Wert von 30 bis 48 besitzen.
Aus der US-A-41 91 599 ist ein erstes langlebiges
Wälzlager bekannt, bei dem ein hochgekohlter Legierungs
stahl unter einer aufkohlenden Atmosphäre erhitzt wird,
so daß der Ms-Punkt der Oberfläche des hochgekohlten
Legierungsstahls niedriger ist als der seines Kerns, und
danach abgeschreckt wird, um in die Form eines Tempera
turspannungstyps überzugehen, so daß in der Oberfläche
des erhaltenen hochgekohlten Legierungsstahls eine rest
liche Druckspannung verbleibt.
Aus der US-A-40 23 988 ist ein weiteres langlebiges
Wälzlager bekannt, bei dem ein durch Warmverformen her
gestellter niedriglegierter Stahl verwendet wird, der
ein Legierungselement aufweist, das aus der Gruppe
C (0,6 bis 1,5 Gew.-%), Cr, Mn, Ni, Cu und Mo ausge
wählt ist und der ein raffiniertes Carbid enthält.
Außerdem beziehen sich die USA-Patentanmeldungen
Serial Nos. 2 25 899 und 1 43 389 derselben Anmelderin
auf die vorliegende Patentanmeldung.
Wenn bei den oben erwähnten gehärteten Stählen
SCR420H usw. eine aufgekohlte und gehärtete Schicht
oder ein aufgekohlter und gehärteter Einsatz tiefer
sein soll, muß ein Aufkohlungsverfahren bei hoher Tem
peratur über längere Zeit hinweg durchgeführt werden,
weil die Menge an ursprünglichem Kohlenstoff gering ist,
so daß auch die Ergiebigkeit des Erhitzens gering bleibt.
Wenn andererseits die Menge an Kohlenstoff in der Ober
fläche hoch ist, erscheint leicht ein voreutektoidischer
Zementit, weil der Chromgehalt des einsatzgehärteten
Stahls SCR420H hoch ist, so daß die Lebensdauer eines
Wälzlagers aus einsatzgehärtetem Stahl der Sorte SCR420H
unter Betriebsbedingungen verkürzt wird. Daher werden
gemäß den Typen SAE8620H und SAE4320H der Chromgehalt
erniedrigt und andere Metalle wie Nickel und Molybdän
zugesetzt, um die Härtbarkeit der Typen SAE8620H und
SAE4320H sicherzustellen, so daß die Materialkosten an
steigen. Außerdem wachsen in den Fällen, in denen die
einsatzgehärteten Stähle SAE8620H und SAE4320H aufge
kohlt oder carbonitriert werden, gelegentlich Kristall
körner grobkristallinisch, was zu einer Quelle für eine
Spannungskonzentration führt, so daß die Lebensdauer
des Wälzlagers aus einsatzgehärteten Stählen SAE8620H
oder SAE4320H unter Belastungsbedingungen niedrig ist.
Andere bekannte Materialien sind sehr kostspielig,
um daraus ein langlebiges Wälzlager herzustellen, weil
diese Materialien teures Molybdän, Nickel oder Chrom
enthalten. Gemäß dem aus US-A- 40 23 988 bekannten Ver
fahren ist eine komplizierte Hitzebehandlung erforder
lich, wie beispielsweise Glühen auf kugeligen Zementit,
Rohformen (rough forming) oder austenitischem Härten
(hardening austenizing), um ein raffiniertes Carbid zu
erzeugen, so daß die Ergiebigkeit der Hitzebehandlung
herabgesetzt werden muß.
Die gemäß der US-A-41 91 599 verwendeten Stähle
enthalten verhältnismäßig große Mengen an den kostspie
ligen Elementen Molybdän, Wolfram und Chrom und führen
damit zu hohen Kosten. Außerdem kann der bei diesem
Verfahren auftretende einfache Mechanismus, der eine
Restdruckspannung in der Oberfläche erzeugt, nicht zu
einem langlebigen Wälzlager führen, wenn dieses mit einem
Fremdmaterial geschmiert wird. D.h., daß noch weitere
Gründe außer den oben erwähnten zur Erniedrigung der
Lebensdauer und der Belastung führen, wie Abblättern,
das durch Mikrorisse verursacht wird, die von einer Schad
stelle oder einem Eindruck in der Oberfläche des Wälz
lagers durch Einwirkung von Fremdmaterialien, wie
Metallspänen, Graten, und Schleifpulver, gemischt mit
dem Lagerschmiermittel, ausgehen, oder Einschlüsse eines
nichtmetallischen Materials im Wälzlagerkörper, die
eine Quelle für eine Beanspruchungskonzentration bilden,
wenn der nichtmetallische Einschluß eine hohe Härte und
eine niedrige plastische Deformierbarkeit besitzt.
Die Lebensdauer unter Beanspruchung nimmt auch des
wegen ab, weil die Beanspruchungskonzentration in Gegen
wart des nichtmetallischen Einschlusses nicht hinrei
chend ermäßigt werden kann. Außerdem kann keines der
oben erwähnten Wälzlager die Rißbildung in Abhängigkeit
von der Geschwindigkeit einer Bearbeitung hinreichend
unterdrücken, wenn sie einer Vorbearbeitung unterworfen
werden, wie beispielsweise einem Schmieden.
Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein Wälzlager
zu schaffen, dessen Materialkosten nicht höher sind,
dessen Wärmebehandlung eine gute Ergiebigkeit besitzt,
dessen Lebensdauer gegenüber den Lebensdauern der bis
herigen Wälzlager größer ist, selbst wenn das Wälzlager
nicht nur mit sauberer Schmierung, sondern auch mit
einer Schmierung durch Fremdmaterialien betrieben wird,
und das keine Rißbildung während einer Vorbearbeitung,
beispielsweise durch Schmieden mit einer hohen Bearbei
tungsgeschwindigkeit, ergibt.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Wälzlager mit
einem Innen- und einem Außenring sowie einem Wälzkör
per, von denen mindestens der Innenring, der Außenring
oder der Wälzkörper aus einem Manganstahl mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt hergestellt ist, der im wesentlichen
aus 0,4 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff, 0,15 bis 1,2 Gew.-%
Silicium, 1,2 bis 1,7 Gew.-% Mangan, 200 bis 300 ppm
Aluminium, bis 40 ppm Titan, 100 bis 200 ppm Stickstoff
bis 80 ppm Schwefel, bis 9 ppm Sauerstoff, Rest Eisen,
besteht, und der Aufkohlung oder Carbonitrierung unter
zogen wird, wobei die Oberflächenschicht oder der Ein
satz des dabei erhaltenen einsatzgehärteten Manganstahls
mit mittlerem Kohlenstoffgehalt 25 bis 45 Vol.-% erhal
tengebliebenen Austenit aufweist.
Der Manganstahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt
gemäß der Erfindung kann weiter mindestens 0,03 bis 0,08
Gew.-% Niob und 0,1 bis 0,15 Gew.-% Vanadium enthalten.
Schließlich kann der Manganstahl mit mittlerem Koh
lenstoffgehalt folgende Zusammensetzung aufweisen: 0,4
bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff, 0,15 bis 1,2 Gew.-% Silicium,
1,2 bis 1,7 Gew.-% Mangan, bis 40 ppm Titan, bis 80 ppm
Schwefel, bis 9 ppm Sauerstoff, mindestens entweder
0,03 bis 0,08 Gew.-% Niob oder 0,1 bis 0,15 Gew.-%
Vanadin, Rest Eisen, wobei der Manganstahl mit mittle
rem Kohlenstoffgehalt einer Aufkohlung oder Carboni
trierung unterworfen worden ist und ein Einsatz des
erhaltenen einsatzgehärteten Manganstahls mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt 25 bis 45 Vol.-% erhalten gebliebenen
Austenit aufweist.
Dieser mindestens Niob oder Vanadin enthaltende
Stahl kann nach dem Aufkohlen oder Carbonitrieren eine
mittlere Kristallkorngrößenzahl von 8 aufweisen.
Gemäß der Erfindung wird ein Wälzlager erhalten,
das eine gute Ergiebigkeit der Wärmebehandlung aufweist,
ohne daß die Materialkosten erhöht werden, weil von den
kostspieligen Metallen Molybdän, Nickel und Chrom keine
erforderlich sind und auch die Notwendigkeit zu einer
langdauernden, komplizierten Wärmebehandlung entfällt.
Gemäß der Erfindung kann ein längerlebiges Wälzlager
erhalten werden, das nicht nur unter Schmierung mit Fremd
materialien, sondern auch unter sauberer Schmierung wie
die bekannten Wälzlager betrieben werden kann, weil eine
vorbestimmte Menge an erhalten gebliebenem Austenit bei
dem einsatzgehärteten Manganstahl mit mittlerem Kohlen
stoffgehalt anwesend ist, die Kornwachstumsvergröberung
während des Aufkohlens oder Carbonitrierens verhindert
wird und die Menge an nichtmetallischen Einschlüssen be
grenzt wird.
Das Wälzlager gemäß der Erfindung weist ferner keine
Rißbildung bei einer Vorbearbeitung wie beispielsweise
Schmieden mit hoher Bearbeitungsgeschwindigkeit auf, weil
die Menge an Schwefel begrenzt ist.
Eine Ausführungsform des erfindungsgemäßen Wälz
lagers weist eine längere Lebensdauer auf, weil eine
weitere Raffinierung der Kristallkörner zusätzlich zu
den bereits genannten Vorteilen erfolgt.
Eine andere Ausführungsform des Wälzlagers gemäß
der Erfindung weist eine höhere Lebensdauer zusätzlich
zu den beschriebenen Vorteilen auf, weil der einsatz
gehärtete Manganstahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt
eine kristalline Mikrostruktur aufweist, bei der die
mittlere Korngrößenzahl 8 beträgt, selbst nachdem das
Aufkohlen oder Carbonitrieren stattgefunden hat.
Es wurden verschiedene Beziehungen zwischen der
Menge an erhalten gebliebenem Austenit in der Oberflächen
schicht des Wälzlagerstahls und der Lebensdauer des
Wälzlagerstahls, ferner Beziehungen zwischen der Kristall
korngröße und der Lebensdauer sowie Beziehungen zwischen
dem Schwefelgehalt und dem Auftreten von Rissen während der
Vorbearbeitung aufgefunden.
Der Grund, warum der Stahl gemäß der Erfindung mit
mittlerem Kohlenstoffgehalt einen Kohlenstoffgehalt von
0,4 bis 0,7 Gew.-% aufweist, wird im folgenden beschrieben.
Es wurde gefunden, daß die 25 bis 45 Vol.-% an
erhalten gebliebenem Austenit in der Oberflächenschicht des
Lagerstahls die Lebensdauer des Wälzlagers beim Betrieb
und der Schmierung mit Fremdmaterialien erhöhen. Die Menge
an in der Oberflächenschicht vorhandenem Kohlenstoff muß
erhöht werden, um die Menge an erhalten gebliebenem Austenit
in der Oberflächenschicht innerhalb des oben erwähnten Be
reiches zu halten, jedoch tritt leicht ein Voreutektoid
auf, das für die Lebensdauer unter Beanspruchung schäd
lich ist, weil die Chromgehalte der Stahltypen SCR420H
und SCH420H hoch sind. Werden diese Chromgehalte verrin
gert, so wird die Härtbarkeit des Lagerstahls vermindert,
so daß Dicken der gehärteten Schicht, wie sie für ein
Wälzlager erforderlich sind, nicht erhalten werden können.
Erfindungsgemäß liegt der Chromgehalt unter 0,35 Gew.-%,
und es wird Mangan zugesetzt, um zu verhindern, daß die
Härtbarkeit durch die Verminderung des Chromgehaltes herab
gesetzt wird. Außerdem wird ein Manganstahl mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt, der reich an ursprünglichem Kohlenstoff
ist, verwendet, um das Auftreten der Voreutektoids zu unter
binden, und die Menge an erhalten gebliebenem Austenit in
der Oberflächenschicht des Wälzlagerstahls liegt im Bereich
von 25 bis 45 Vol.-%, wodurch die erforderliche Tiefe der
gehärteten Schicht erzielt wird.
Die Wirkung des erhalten gebliebenen Austenits, die
für die vorliegende Erfindung charakteristisch ist, wird
im folgenden in Verbindung mit den Fig. 1 bis 4 näher
beschrieben.
Wie in Fig. 2 dargestellt ist, hinterläßt beim Betrieb
des Wälzlagers und der Schmierung mit Fremdmaterialien
eine Folge von Berührungen einer Oberfläche von Innenring,
Außenring und Wälzkörper mit dem Fremdmaterial einen Ein
druck darauf. Wie sich aus dem Querschnitt des Eindrucks
gemäß Fig. 2 ergibt, besitzt der Eindruck einen Rand, der
den maximalen Druck Pmax erhält. Der Kurvenradius des
Randes und der Radius des Eindruckes besitzen starke Be
ziehungen zu der Anwesenheit von erhalten gebliebenem
Austenit, wie im folgenden beschrieben wird. Normalerweise
ist der erhalten gebliebene Austenit weich und besitzt bei
spielsweise eine Hv-Härte von 300, die jedoch vom Kohlen
stoffgehalt eines Materials abhängt. Wenn daher der erhalten
gebliebene Austenit in dem Einsatz in der gewünschten Menge
vorhanden ist, kann die Beanspruchungskonzentration am Rand
des Eindrucks ermäßigt werden, so daß die Fortpflanzung
eines Mikrorisses, der in dem Eindruck auftritt, verlangsamt
werden kann. Der erhalten gebliebene Austenit des Einsatzes
wird durch auf die Oberfläche des Einsatzes ausgeübte Um
wandlungsenergie in Martensit umgewandelt und gehärtet,
wenn die Anzahl von relativen Vorbeigängen oder Passagen
eines passenden Elements, wie beispielsweise von Lager
ringen relativ zum Wälzkörper, an der Eindruckstelle
während des Betriebes einen bestimmten Wert überschreitet.
Fig. 3 erläutert die Beziehung zwischen dem Wert r/C
und dem Wert γR des erhalten gebliebenen Austenits.
Um das Verhältnis Pmax/Po zu verringern, d.h., die
Beanspruchungskonzentration zu ermäßigen, muß der Kurven
radius r vergrößert werden, wenn der Radius C des Eindrucks
feststeht. D.h., daß der Wert r/C ein Faktor ist, der das
Ausmaß der Ermäßigung der Beanspruchungskonzentration wie
dergibt. Erhöhung dieses Wertes führt zu einer Erhöhung
der Lebensdauer des Wälzlagers. Jedoch ist aus Fig. 3 er
sichtlich, daß, selbst wenn die Größe des Wertes γR des
erhalten gebliebenen Austenits erhöht wird, der Wert r/C
an einem bestimmten Wert seine Sättigungsgrenze erreicht
und nicht über diesen bestimmten Wert ansteigt. Insbeson
dere wenn der Wert γR des erhalten gebliebenen Austenits
bei oder über 45 Vol.-% liegt, wird diese Sättigung deut
lich, so daß der Wert r/C im wesentlichen unverändert
bleibt. Daher nimmt die Oberflächenhärte ab, selbst wenn
der Wert γR des erhalten gebliebenen Austenits bei oder
oberhalb 45 Vol.-% liegt, so daß die Lebensdauer im
Betrieb verringert wird.
Wie sich aus der Beziehung zwischen der Lebensdauer
des Wälzlagers und der Menge γR (Vol.-%) an erhalten ge
bliebenem Austenit gemäß Fig. 1 ergibt, ändert sich die
Lebensdauer des Innenrings, des Außenrings und des Wälz
körpers, die unter Schmierung mit Fremdmaterial betrieben
werden, d.h. die Ermüdungsdauer L10, die durch die bis
zu einem Abblättern verstreichende Zeit definiert wird,
bei Änderung der Menge γR an erhalten gebliebenem Austenit.
D.h., wenn die Menge γR des erhalten gebliebenem
Austenits gleich oder über 25 Vol.-% ist, steigt die
Ermüdungsdauer L10 an, während sie andererseits, wenn
die Menge γR des erhalten gebliebenen Austenits über
45 Vol.-% hinausgeht, die Ermüdungsdauer L10 rasch ab
fällt. Daher beträgt die Menge γR an erhalten gebliebenem
Austenit in der Oberflächenschicht von Innenring, Außen
ring und Wälzkörper notwendigerweise 25 bis 45 Vol.-%.
Wenn insbesondere die Menge γR an erhalten gebliebe
nem Austenit 45 Vol.-% übersteigt, nimmt die Oberflächen
härte von Innenring, Außenring und Wälzkörper nach dem
Aufkohlen oder Carbonitrieren ab.
Um eine Lebensdauer sicherzustellen, die derjenigen
eines bekannten Wälzlagers aus zementiertem Stahl gleich
kommt oder sogar diese übersteigt, ist die HRC-Härte des
Wälzkörpers vorzugsweise 63 oder liegt darüber, während
die HRC-Härten des Innen- und Außenrings vorzugsweise
58 oder mehr betragen. Um diesen Zustand zu erzielen, muß
die Menge γR des erhalten gebliebenen Austenits bei oder
unter 45 Vol.-% liegen.
Die experimentellen Bedingungen, die zu der Fig. 1
führten, waren: Es wurde eine Testmaschine für die Lebens
dauer von Kugellagern von Nippon Seiko K.K. verwendet
sowie ein Schmiermittel, das aus Turbinenöl (FBK-Öl RO 68
der Nippon Oil Co., Ltd.) und 10 ppm Stahlpulver (Härte:
Hv 300 bis 500, Korngröße: 80 bis 160 µm) bestand. Das
Kugellager wurde unter einer Belastung von 600 kgf
(Radialbelastung) bei 2000 UpM getestet.
Im folgenden werden die Auswirkungen von Einzelele
menten des Stahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt beschrie
ben, der erfindungsgemäß Verwendung findet.
Aluminium bildet einen oxidischen nichtmetallischen
Einschluß, beispielsweise Al2O3. Die Härte von Al2O3 ist
hoch und die plastische Deformierbarkeit von Al2O3 niedrig,
so daß Al2O3 eine Quelle für eine Beanspruchungskonzentration
darstellt und zur Verringerung der Ermüdungslebensdauer
des Lagers beiträgt. Daher mußte der Aluminiumgehalt ver
ringert werden, um die Lebensdauer des Wälzlagers zu er
höhen. Andererseits mußte Aluminium in Form von AlN an
der Korngrenze ausgefällt werden, um zu verhindern, daß
das Kristallkorn während der Aufkohlung oder Carbonitrie
rung grobkörnig wächst.
Somit beträgt der Aluminiumgehalt erfindungsgemäß
200 bis 300 ppm. Sinkt er unter 200 ppm, so wächst das
Kristallkorn grobkörnig und die Lebensdauer unter Bela
stung sinkt. Steigt andererseits der Aluminiumgehalt
über 300 ppm, so steigt auch die Menge an Al2O3 und be
einträchtigt ihrerseits die Lebensdauer.
Titan erscheint als nichtmetallischer Einschluß in
Form von TiN. Die Härte von TiN ist hoch und die plasti
sche Deformierbarkeit von TiN gering, so daß TiN eine
Quelle für die Beanspruchungskonzentration liefert und
damit für die Lebensdauer des Lagers schädlich ist. Daher
muß der Gehalt an Ti soweit wie möglich verringert werden,
und seine Obergrenze beträgt 40 ppm.
Stickstoff ist erforderlich, um AlN zu bilden, und
unterdrückt das grobkörnige Kristallwachstum. Wenn jedoch
der Stickstoffgehalt hoch ist, wird die Menge von TiN, das
einen nichtmetallischen Einschluß darstellt, ebenfalls hoch.
Daher wird erfindungsgemäß der Stickstoffgehalt auf 100 bis
200 ppm festgesetzt. Liegt der Stickstoffgehalt unter 100 ppm,
so ist die Ausfällung von AlN unzureichend, so daß die Kri
stalle grobkörnig wachsen. Wenn andererseits der Stick
stoffgehalt über 200 ppm ansteigt, wird die Menge an TiN
hoch, so daß dadurch die Lebensdauer beeinträchtigt wird.
Schwefel erzeugt sulfidische nichtmetallische Ein
schlüsse, wie beispielsweise MnS. Die Härte von MnS ist
gering und die plastische Deformierbarkeit hoch, so daß
MnS als Startpunkt für eine Rißbildung mindestens in
dem Innenring, dem Außenring oder dem Wälzkörper während
einer Vorbearbeitung, beispielsweise beim Schmieden und
Walzen, wirkt. Um daher eine Rißbildung während der Vor
bearbeitung zu verhindern und eine rasche Vorbearbeitung
zu ermöglichen, muß der Schwefelgehalt verringert werden,
so daß seine Obergrenze 80 ppm beträgt.
Da Sauerstoff die Lebensdauer unter Beanspruchung als
ein Element, das oxidische, nichtmetallische Einschlüsse
erzeugt, verringert, muß der Sauerstoffgehalt soweit wie
möglich verringert werden, so daß die Obergrenze des
Sauerstoffgehaltes 9 ppm beträgt.
Silicium wird als Desoxidationsmittel benötigt, so daß
der Siliciumgehalt 0,15 bis 1,2 Gew.-% beträgt. Wenn der
Siliciumgehalt unter 0,15 Gew.-% liegt, bleibt die Desoxi
dierungswirkung unzureichend. Wenn andererseits der Silicium
gehalt 1,2 Gew.-% übersteigt, bleibt die Desoxidierungswir
kung konstant, so daß der oben genannte Bereich festgelegt
wurde.
Mangan ist erforderlich, um die durch eine Verringe
rung des Chromgehaltes herbeigeführte Verringerung der
Härtbarkeit zu kompensieren, so daß der Mangangehalt auf
1,2 bis 1,7 Gew.-% festgelegt wird. Wenn der Mangangehalt
unter 1,2 Gew.-% fällt, kann die Härtbarkeit des Wälz
lagerstahls nicht verbessert werden. Wenn andererseits der
Mangangehalt über 1,7 Gew.-% steigt, nimmt die Härte des
Wälzlagerstahls zu und seine Schmiedbarkeit oder Bearbeit
barkeit mit Maschinen wird verringert, so daß der Mangan
gehalt in dem oben genannten Bereich gehalten wird.
Niob und Vanadium stellen wirksame Zusätze dar, um
selbst in den Korngrenzen ausgeschieden zu werden, grobes
Korngrenzenwachstum zu unterdrücken und die Kristallkörner
der Korngrenze zu feinen, so daß die Lebensdauer des Wälz
lagers erhöht wird. Niob und Vanadium verstärken auch die
das grobkörnige Wachstum von Körnern verhindernde Wirkung
von AlN.
Das heißt, wenn eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung
(bei Temperaturen von 950 bis 970°C) oder eine langdauern
de Wärmebehandlung durchgeführt werden, um die Aufkohlungs-
oder Carbonitrierungsdauer zu verkürzen, reicht AlN nicht
aus, um zu verhindern, daß die Kristallkörner grobkörnig
wachsen. Daher werden bei einer Ausführungsform des er
findungsgemäßen Lagers 0,03 bis 0,08 Gew.-% Niob und bzw.
oder 0,1 bis 0,15 Gew.-% Vanadium dem Manganstahl mit mitt
lerem Kohlenstoffgehalt zugesetzt.
Alternativ werden gemäß einer weiteren Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Lagers anstelle von Aluminium und
Stickstoff 0,03 bis 0,08 Gew.-% Niob und bzw. oder 0,1 bis
0,15 Gew.-% Vanadium dem Manganstahl mit mittlerem Kohlen
stoffgehalt zugesetzt, um das grobkörnige Wachsen der Kri
stalle zu verhindern.
Wenn der Niobgehalt unter 0,03 Gew.-% und der
Vanadiumgehalt unter 0,1 Gew.-% liegt, ist die Wirkung
der Verhinderung des grobkörnigen Kristallkornwachsens
gering. Wenn andererseits der Niobgehalt oberhalb 0,08
Gew.-% und der Vanadiumgehalt oberhalb 0,15 Gew.-% lie
gen, steigt die das grobkörnige Kristallwachstum ver
hindernde Wirkung nicht weiter an, sondern es werden nur
die Kosten erhöht, so daß der Niob- und Vanadiumgehalt in
den oben angegebenen Bereichen festgelegt werden.
Hinsichtlich des Grund- oder ursprünglichen Gehalts an
Kohlenstoff des erfindungsgemäß verwendeten Stahls gilt
folgendes:
Wenn der ursprüngliche Kohlenstoffgehalt unter 0,4
Gew.-% liegt, steigt die Aufkohlungs- oder Carbonitrierungs
dauer an und die Ergiebigkeit der Wärmebehandlung sinkt.
Gemäß der Erfindung wird ein Manganstahl mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt verwendet, der kein Element, wie Chrom
oder Molybdän, enthält, das die Härtbarkeit erhöht. Liegt
der ursprüngliche Kohlenstoffgehalt unter 0,4 Gew.-%, so
wird die Härtbarkeit unzureichend, so daß eine hinreichende
Härtungstiefe nicht erzielt werden kann.
Wenn andererseits die Menge an ursprünglichem Kohlen
stoff über 0,7 Gew.-% liegt, ist die Menge an Kohlenstoff,
die während des Aufkohlens in die Matrix eindringt und
eine feste Lösung mit der Matrix bildet, gering, so daß
eine heterogene feste Lösung auftritt und die Lebensdauer
des Lagers unter Beanspruchung verringert wird. Daher be
trägt der ursprüngliche Kohlenstoffgehalt 0,4 bis 0,7
Gew.-%.
Wie in Fig. 4 dargestellt, fällt der Gehalt an erhal
ten gebliebenem Austenit in den Bereich von 25 bis 45 Vol.-%,
wenn der kohlenstoffhaltige Stahl mit der Menge an ur
sprünglichem Kohlenstoff im genannten Bereich aufgekohlt
oder carbonitriert wurde, so daß die Menge an gelöstem
Kohlenstoff oder gelöstem Kohlenstoff und Stickstoff auf
einen Bereich von 0,8 bis 1,1 Gew.-% eingestellt wurde.
Wenn der kohlenstoffhaltige Stahl mit dem Gehalt an ur
sprünglichem Kohlenstoff in dem obengenannten Bereich auf
gekohlt oder carbonitriert wird, diffundieren Kohlenstoff-
oder Kohlenstoff- und Stickstoffatome gleichmäßig zwischen
die Eisenatome und bilden eine feste Lösung mit den Eisen
atomen, wobei der kohlenstoffhaltige Stahl verfestigt
wird, so daß das Auftreten eines Mikrorisses an einer
Stelle, an der eine maximale Scherbelastung erfolgt, ver
zögert und die Lebensdauer nicht nur unter Schmierung mit
Fremdstoffen, sondern auch unter sauberer Schmierung ver
längert werden kann.
Gemäß einer besonderen Ausführungsform des erfindungs
gemäßen Lagers beträgt die Korngröße des Stahls mit mitt
lerem Kohlenstoffgehalt selbst nach dem Aufkohlen oder
Carbonitrieren den Wert 8 oder einen Wert darüber, aus
gedrückt als Korngrößenzahl, so daß ein langlebiges Wälz
lager erzielt wird.
Die Erfindung wurde bisher und wird im folgenden an
Hand von Zeichnungen näher erläutert, worin bedeuten:
Fig. 1 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der
Lebensdauer unter Belastung und unter einer Schmierung mit
Fremdmaterial (L10) und der Menge an erhalten gebliebenem
Austenit darstellt;
Fig. 2 einen Querschnitt durch einen Eindruck in
ein Wälzlager gemäß der Erfindung mit der Erläuterung der
Verteilung der dabei entstehenden Beanspruchung;
Fig. 3 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem
Wert r/C und der Menge γR wiedergibt, wobei sich eine Sät
tigung des Wertes r/C ergibt;
Fig. 4 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen
der Menge an gelöstem Kohlenstoff C oder gelöstem Kohlen
stoff und Stickstoff C+N und der Menge γR an erhalten
gebliebenem Austenit wiedergibt;
Fig. 5 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen
der Temperatur und der Zeitdauer des Aufkohlens und des
direkten Abschreckens erläutert;
Fig. 6 ein Diagramm ähnlich dem von Fig. 5, das
die Beziehung zwischen der Temperatur und der Carbonitrie
rungsdauer wiedergibt;
Fig. 7 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen
der mittleren Korngrößenzahl und der Lebensdauer L10 dar
stellt; und
Fig. 8 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem
Schwefelgehalt und dem Ausmaß der Rißbildung erläutert.
Im folgenden wird ein Ausführungsbeispiel der vorlie
genden Erfindung beschrieben.
Proben des bekannten kohlenstoffhaltigen Stahls
SMN443, in denen bestimmte Gehalte an Al, S und N ein
gestellt worden waren, ergaben Teststücke, deren Zusam
mensetzung in der folgenden Tabelle I wiedergegeben ist.
Die in Tabelle I angegebenen Teststücke wurden darauf
hin 8 h lang einer Wärmebehandlung von 930°C unterworfen,
worauf die Korngröße untersucht wurde. Tabelle II gibt die
Ergebnisse dieser Untersuchung wieder.
Jedes in Tabelle I aufgeführte Teststück wurde aufge
kohlt oder carbonitriert, und es wurden Teststücke herge
stellt, in denen die Menge an erhalten gebliebenem Austenit
auf 25 bis 45 Vol.-% eingestellt war.
Die Bedingungen der Wärmebehandlung werden weiter
unten beschrieben. Wie in Fig. 5 dargestellt, erfolgte eine
direkte Abschreckung, unmittelbar nachdem die Aufkohlung
unter einer Atmosphäre eines Rx-Gases und eines angereicher
ten Gases während 8 h bei 930 ± 5°C durchgeführt worden
war; anschließend erfolgte eine Temperung über 2 h bei
160°C. Wie aus Fig. 6 hervorgeht, wurde eine Carbonitrie
rung unter einer Atmosphäre eines Rx-Gases und eines ange
reicherten Gases plus 5% Ammoniak während 3 bis 4 h bei
830 bis 870°C durchgeführt, woran sich eine Abschreckung
mit Öl anschloß.
Aus den Teststücken, die auf die oben beschriebene
Weise aufgekohlt oder carbonitriert worden waren, wurden
scheibenförmige Teststücke hergestellt, die sowohl auf
den Innen- als auch den Außenring des Wälzlagers anwend
bar waren. Für jedes scheibenförmige Teststück wurde ein
Test zur Bestimmung der Lebensdauer unter Beanspruchung
mit Hilfe einer Testmaschine durchgeführt, die auf den
Seiten 10 bis 21 des Special Steel Mannual (First edition)
herausgegeben von Electro-steelmaking Research Institute,
veröffentlicht von Rikohgakusha, 25. Mai 1965 beschrieben
ist.
Die Bedinungen dieses Tests waren wie folgt:
Pmax = 560 kgf/mm², N = 3000 c.p.m.
Schmieröl Nr. 68 (Turbinenöl)
Pmax = 560 kgf/mm², N = 3000 c.p.m.
Schmieröl Nr. 68 (Turbinenöl)
Aus Tabelle II und Fig. 7 gehen die Ergebnisse dieses
Tests hervor. Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der
mittleren Kristallkorngrößenzahl jedes Teststücks und der
Lebensdauer L10, ausgedrückt als Zahl der Beanspruchungs
zyklen, die durch das Laufen verursacht wurden. Wie sich
aus Fig. 7 ergibt, nimmt mit abnehmender mittlerer Korn
größenzahl die Lebensdauer L10 zu.
Vom Teststück Nr. 2 sind Aluminium- und Stickstoff
gehalt gering, bei Teststück Nr. 4 ist der Aluminiumgehalt
gering, und bei Teststück Nr. 5 ist der Stickstoffgehalt
gering, so daß auch die Werte L10 für die Teststücke 2, 4
und 5 niedrig sind. Andererseits liegt der Gehalt an
Aluminium und Stickstoff bei den Teststücken Nr. 1 und 3
innerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches, so daß die
L10-Werte für die Teststücke 1 und 3 gut sind.
Die Teststücke 6 und 7 enthalten Niob bzw. Vanadium,
wodurch die Wirkung von AlN zur Verhinderung der Vergröbe
rung des Kornwachstums unterstützt wird, so daß die Kri
stallkörner weiter gefeint werden und die Werte L10 für
die Teststücke 6 und 7 hoch liegen.
Das Teststück Nr. 8 enthält weniger Aluminium und
Stickstoff als die obigen Teststücke, enthält jedoch
Niob, das die Vergröberung des Kornwachstums von sich aus
verhindert, so daß die Korngröße gering bleibt und der
Wert L10 für das Teststück Nr. 8 gut ist.
Das Teststück Nr. 9 besitzt eine geringe Korngröße,
jedoch übersteigt der Aluminiumgehalt den erfindungsge
mäßen Bereich, so daß sich übermäßig viel Al2O3 bildet
und der Wert L10 des Teststücks Nr. 9 niedrig liegt,
d.h. die Lebensdauer des Wälzlagers gering ist.
Die Teststücke 10 und 11 enthalten teilweise große
Mengen Niob und Vanadium zusätzlich zu Aluminium und
Stickstoff, so daß die L10-Werte hoch liegen. Jedoch ist
trotz der Gehalte an Niob und Vanadium das Ausmaß der
Verbesserung der Kristallkornfeinung gering, so daß bei
den Teststücken 10 und 11 besonders die hohen Kosten zu
Buche schlagen.
Um die Lebensdauer unter Belastung gemäß der Erfin
dung verbessern zu können, werden das Aufkohlen oder Car
bonitrieren vorzugsweise mit gesteuerter Temperatur und
gesteuerter Dauer durchgeführt, so daß die Kristallkorn
größe so gering gemacht werden kann, daß sie selbst nach
dem Aufkohlen und Carbonitrieren bei 6 oder darüber, aus
gedrückt als Kristallgrößenzahl, liegt.
Zylindrische Teststücke mit den Abmessungen
20×30 mm wurden von den in Tabelle II aufgeführten Test
materialien hergestellt und der Kaltbearbeitung unterwor
fen, beispielsweise dem kalten Schmieden. Dabei betrug das
Stauchverhältnis 80%. Das Ausmaß der Rißbildung wurde
überprüft. Von jedem der obigen Teststücke wurden zehn
zylindrische Teststücke hergestellt. Aus Tabelle II und
Fig. 8 gehen die Ergebnisse des Rißbildungstests hervor.
Fig. 8 zeigt die Beziehung zwischen dem Schwefelgehalt
jedes Teststückes und dem Ausmaß der Rißbildung.
Wie sich aus Tabelle I ergibt, ist der Schwefelge
halt der Teststücke 2, 3, 4 und 6 groß, so daß auch die
Teststücke 2, 3, 4 und 6 Rißbildung aufwiesen. Insbeson
dere besaß jedes der Teststücke 3 und 6 eine geringe Korn
größe und eine große Lebensdauer L10, jedoch wegen der
Schwefelgehalte konnte die Rißbildung nicht vermieden
werden.
Fig. 8 zeigt, daß bei niedrigen Schwefelgehalten
der Teststücke die Rißbildungsrate niedrig ist und ins
besondere bei Erreichen oder Unterschreiten eines Schwe
felgehaltes von 80 ppm Null beträgt. Daher konnte eine
stärkere Bearbeitung des Materials durchgeführt werden,
wenn die Schwefelmenge bei 80 ppm oder darunter lag.
Der Test zur Feststellung der Lebensdauer unter Be
anspruchung bezieht sich auf die Lebensdauer von scheiben
förmigen Teststücken, die sowohl für den Innenring als
auch für den Außenring des Wälzlagers verwendbar sind.
Analoge Ergebnisse für die Lebensdauer unter Beanspruchung
wurden erzielt, wenn der Wälzkörper des Wälzlagers aus
dem gleichen Material wie Innen- und Außenring hergestellt
worden waren.
Claims (4)
1. Wälzlager mit einem Innenring, einem Außenring und
einem Wälzkörper, wobei Innenring und bzw. oder Außenring
und bzw. oder Wälzkörper aus einem Manganstahl mit mitt
lerem Kohlenstoffgehalt hergestellt ist bzw. sind, der im
wesentlichen aus 0,4 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff, 0,15 bis
1,2 Gew.-% Silicium, 1,2 bis 1,7 Gew.-% Mangan, 200 bis
300 ppm Aluminium, bis zu 40 ppm Titan, 100 bis 200 ppm
Stickstoff, bis zu 80 ppm Schwefel und bis zu 9 ppm Sauer
stoff, Rest Eisen, besteht und in dieser Zusammensetzung
einem Aufkohlen oder Carbonitrieren unterworfen worden
ist, wobei ein Einsatz des erhaltenen, einsatzgehärteten
Manganstahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt 25 bis 45
Vol.-% erhalten gebliebenen Austenit enthält.
2. Wälzlager gemäß Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Manganstahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt außer
dem 0,03 bis 0,08 Gew.-% Niob und bzw. oder 0,1 bis 0,15
Gew.-% Vanadium enthält.
3. Wälzlager mit einem Innenring, einem Außenring und
einem Wälzkörper, wobei Innenring und bzw. oder Außenring
und bzw. oder Wälzkörper aus einem Manganstahl mit mittle
rem Kohlenstoffgehalt hergestellt ist bzw. sind, der im
wesentlichen aus 0,4 bis 0,7 Gew.-% Kohlenstoff, 0,15 bis
1,2 Gew.-% Silicium, 1,2 bis 1,7 Gew.-% Mangan, bis 40 ppm
Titan, bis 80 ppm Schwefel und bis 9 ppm Sauerstoff sowie
aus 0,03 bis 0,08 Gew.-% Niob und bzw. oder 0,1 bis 0,15
Gew.-% Vanadium, Rest Eisen, besteht und in dieser Zusam
mensetzung einer Aufkohlung oder Carbonitrierung unterwor
fen worden ist, wobei ein Einsatz des erhaltenen einsatz
gehärteten Manganstahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt
25 bis 45 Vol.-% erhalten gebliebenen Austenit enthält.
4. Wälzlager gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Manganstahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt nach
dem Aufkohlen oder Carbonitrieren eine mittlere Kristall
korngrößenzahl von 8 aufweist.
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