DE69625144T2

DE69625144T2 - Langlebiger aufgekohlter lagerstahl

Info

Publication number: DE69625144T2
Application number: DE69625144T
Authority: DE
Inventors: Yuji Kawauchi; Tatsuro Ochi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-01-18
Filing date: 1996-01-18
Publication date: 2003-11-13
Anticipated expiration: 2016-01-19
Also published as: KR970701270A; CA2185688A1; US5698159A; KR100206501B1; EP0763606B1; EP0763606A4; CN1145643A; EP0763606A1; CA2185688C; JPH08193247A; CN1072273C; DE69625144D1; WO1996022404A1; JP3238031B2

Description

Diese Erfindung betrifft einen langlebigen, aufgekohlten Lagerstahl. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen Stahl, der durch einen Schritt des Aufkohl- Abschreck-Verfahrens hergestellt wird und für unter einer Bedingung mit hoher Belastung angewandte Lagerteile, wie Außenringe, Innenringe, Walzen usw., geeignet verwendet wird.
Eine Verbesserung der Wälzermüdungsdauer von Lagerteilen wurde auch wegen der höheren Leistung von Automobilmotoren und den in den letzten Jahren verordneten strengeren Umweltvorschriften stark gefordert. Zur Bewältigung dieser Anforderungen wurde eine längere Haltbarkeit durch Erhöhen der Reinheit des Stahls erreicht, da angenommen wurde, dass ein Versagen durch Wälzermüdung der Lagerteile wegen nichtmetallischer Einschlüsse als Ausgangspunkte auftritt. Zum Beispiel berichtet das Japan Institute of Metals, Bd. 32, Nr. 6, S. 411-443, dass oxidartige Einschlüsse durch die Kombination einer Abstrichtechnik bei einem Exzenterofenboden, eines RH-Vakuumentgasungsverfahrens usw. reduziert werden können und somit die Wälzermüdungsdauer verbessert werden kann. Jedoch ist die längere Lebensdauer dieses Materials nicht immer ausreichend und insbesondere beim Anwenden des Lagers unter hoher Belastungsbedingung ist die Entwicklung eines Stahls mit noch längerer Haltbarkeit erforderlich.
Als eine Stahlart auf diesem Gebiet wurde gewöhnlich z. B. SUJ 2 (gemäß JIS) als Stahl verwendet, der verbesserte Wälzermüdungsdauer aufweist. Zur Verbesserung der Schleiffähigkeit dieses Lagerstahls offenbart die ungeprüfte Japanische Patentanmeldung (Kokai) Nr. 55-145158 einen Te-haltigen Lagerstahl und die ungeprüfte Japanische Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 1-255651) offenbart einen Lagerstahl, welchem REM zugesetzt ist. Jedoch besteht immer noch starker Bedarf nach einer längeren Lebensdauer dieser Stahlarten unter hoher Belastungsbedingung. JP-A-05-140696 offenbart Lagerstähle, welche 0,15-0,25% C, 0,5-1,5% Si, 0,1-1,0% Mn, nicht mehr als 0,015% P, nicht mehr als 0,005% S, 0,5-3,5% Ni, 0,5-2,5% Cr, 0,05-1,0% Mo, 0,05-1,0% V, nicht mehr als 0,003% Ti, 0,010-0,050% Al, 0,005-0,025% N und nicht mehr als 0,0010% O, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthalten.
Im Gegensatz dazu schlug der Erfinder der vorliegenden Erfindung in der Japanischen Patentanmeldung Nr. 6-134535 einen Lagerstahl vom kohlenstoffangereicherten Chrom-Typ vor, der geeignete Mengen an Mg und Mo enthält. Ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften können unter Verwendung dieses Stahls erhalten werden. Jedoch besteht ein Problem darin, dass der Lagerstahl vom kohlenstoffangereicherten Chrom- Typ einen langen Glühschritt zum Verfeinern von Grobcarbiden erfordert, da die Grobcarbide die Lebensdauer wegen hoher C- und Cr-Gehalte und Bildung von großen eutektischen Carbiden im Lagerstahl verschlechtern. Insbesondere ist bei dem Lagerstahl vom kohlenstoffangereicherten Chrom-Typ die Lebensdauer bei der Verwendung unter hoher Belastung nicht unbedingt ausreichend.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen aufgekohlten Lagerstahl bereitzustellen, der ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften in Lagerteilen zeigt. Die vorliegende Erfindung löst die Probleme des vorstehenden Stands der Technik, und die vorstehende Aufgabe kann durch die in den Ansprüchen definierten Merkmale gelöst werden.
Die vorliegende Erfindung legt besondere Beachtung auf einen Schritt des Aufkohlens eines Stahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt zur Verwirklichung eines Herstellungsverfahrens für Lagerteile, bei welchem die Bildung von eutektischen Carbiden nicht auftritt, d. h. dass eine lange Ausglühzeit in dem Verfahren nicht notwendig ist und die Ermüdungsdauer aufgrund von Grobcarbiden nicht verschlechtert wird, und besonders zur Verwirklichung einer langen Lebensdauer sogar bei Verwendung unter hoher Belastung. Die vorstehende Aufgabe wurde durch die vorliegende Erfindung gelöst.
Bei näherer Erläuterung der vorliegenden Erfindung mit dem vorstehenden Bereich von Patentansprüchen beachteten die Erfinder der vorliegenden Erfindung zum Erzielen von ausgezeichneten Wälzermüdungseigenschaften von Lagerteilen besonders einen Schritt des Aufkohlens eines Stahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt, der den Schritt des Aushärtens und Vergütens von herkömmlichen Lagerstahl vom kohlenstoffangereicherten Chrom-Typ ersetzt. Da eine große Restdruckbeanspruchung in der Oberfläche des Aufkohl-Abschreck-Materials auftritt, kann wirksam eine längere Haltbarkeit erhalten werden. Zum Erzielen eines aufgekohlten Lagerstahls, der ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften sogar unter hoher Belastung erhalten kann, haben die Erfinder ihre Untersuchungen fortgesetzt und machten folgende Beobachtungen.
(1) Beim Versagen durch Wälzermüdung unter hoher Belastungsbedingung beginnt ein Versagen durch Wälzermüdung durch einen nichtmetallischen Einschluss, der von einer Weißstruktur mit einer Carbidstruktur auf der Peripherie davon begleitet ist. Die Weißstruktur und die Carbidstruktur haben Härteverminderung zur Folge. Die Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur wird durch Verfeinern der nichtmetallischen Einschlüsse gehemmt.
(2) Wie vorstehend beschrieben, ist das Verfeinern von nichtmetallischen Einschlüssen bei der Verlängerung der Stahllebensdauer wirksam. (Die Verfeinerung von nichtmetallischen Einschlüssen hat die folgenden zwei Vorteile: (i) Reduzierung von Spannungskonzentration, von der bis jetzt angenommen wurde, dass sie Rissbildung bewirkt, und (ii) Hemmung der Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur, die neuerdings gefunden wurden.) Außerdem ist es wichtig, die Bildung der Weißstrukturen und der Carbidstrukturen auf der Peripherie von nichtmetallischen Einschlüssen bei dem Wälzermüdungsprozess zu hemmen und die Härteverminderung darauf zu verhindern.
(3) Zur Verfeinerung der nichtmetallischen Einschlüsse ist die Zugabe von Mg in einer angemessenen Menge, wie in der ungeprüften Japanischen Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 7-54103 von den Erfindern vorgeschlagen, wirksam. Das Grundkonzept dieses Verfahrens ist folgendes: Mg wird einem nützlichen, Al-haltigen Kohlenstoffstahl zugesetzt und die Oxidzusammensetzung von Al&sub2;O&sub3; zu Mg·Al&sub2;O&sub3; oder MgO umgewandelt; als Ergebnis werden die Oxidaggregate verhindert, und das Oxid wird in feiner Form dispergiert. Da MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO bei Kontakt mit dem geschmolzenen Stahl eine geringe Oberflächenenergie verglichen mit Al&sub2;O&sub3; aufweist, werden die nichtmetallischen Einschlüsse nicht leicht zu Aggregaten und eine feine Dispersion davon wird erzielt. Wie vorstehend beschrieben hat die Verfeinerung von nichtmetallischen Einschlüssen zwei Vorteile, nämlich die Reduzierung von Rissbildung bewirkender Spannungskonzentration und die Hemmung der Bildung Weißstruktur und Carbidstruktur. Die Zugabe von Mg ist deshalb beim Verlängern der Lebensdauer der aus dem Stahl hergestellten Lagerteile stark wirksam.
(4) Als nächstes ist zur Hemmung der Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur und zur Verhinderung einer Härteverminderung eine Erhöhung des Si-Gehalts und ebenso die Zugabe von Mo wirksam.
(5) Zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Wirkungen werden die Wirkungen der Hemmung der Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur und des Verhinderns der Härteverminderung durch weitere Zugabe von Ni und V stärker.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der vorstehend beschriebenen neuen Befunde vollendet. Die Gründe zum Eingrenzen des Bereichs der chemischen Zusammensetzung des Stahls der vorliegenden Erfindung werden nachstehend erklärt.
C: 0,1 bis 0,35%
Kohlenstoff ist ein wirksames Element zur Erhöhung von Härte eines Kernteils beim Aufkohlen von Lagerteilen. Die Stärke ist nicht ausreichend, wenn sein Gehalt niedriger als 0,10% ist, und wenn der Gehalt 0,35% übersteigt, wird die Widerstandsfähigkeit verschlechtert und eine für die Ermüdungsfestigkeit von Einsatzhärtungsteilen wirksame Restdruckspannung tritt kaum auf. Deshalb ist der C-Gehalt als 0,10 bis 0,35% angegeben.
Mn: 0,3 bis 2,0%
Cr: 0,4 bis 1,50%
Mangan und Chrom sind wirksame Elemente zur Verbesserung der Härtbarkeit und Erhöhung des zurückgehaltenen Austenits nach dem Schritt des Aufkohlens. Sind jedoch die Gehalte von Mn niedriger als 0,30% und von Cr niedriger als 0,4%, sind diese Wirkungen nicht ausreichend, und übersteigen diese Mengen 2,0% Mangan und 1,5% Cr, sind die Wirkungen gesättigt und eine Zugabemenge dieser Elemente ist teuer und unerwünscht. Deshalb ist der Mn-Gehalt auf 0,30 bis 2,0% und der Cr-Gehalt auf 0,4 bis 1,5% begrenzt.
S : 0,001 bis 0,03%
Schwefel liegt in dem Stahl als MnS vor, wodurch er zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit davon beiträgt und die Struktur verfeinert. Ist jedoch der S-Gehalt niedriger als 0,001%, sind die Wirkungen ungenügend. Andererseits sind die Wirkungen gesättigt und die Wälzermüdungseigenschaften sehr verschlechtert, wenn der S-Gehalt 0,03% übersteigt. Aus dem wie vorstehend beschriebenen Grund ist der S-Gehalt als 0,001 bis 0,03% angegeben.
Al: 0,010 bis 0,07%
Aluminium wird als Element zur Desoxidation und Körnungsverfeinerung zugesetzt, jedoch werden die Wirkungen ungenügend, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,010% beträgt. Andererseits sind die Wirkungen gesättigt und die Zähigkeit wird eher verschlechtert, wenn der Al-Gehalt 0,07% übersteigt. Demgemäß ist der Al-Gehalt als 0,010 bis 0,07% angegeben.
N: 0,003 bis 0,015%
Stickstoff trägt zur Verfeinerung der Austenitkörner durch das Ausfällungsverhalten von AlN bei. Jedoch werden die Wirkungen ungenügend, wenn der N-Gehalt niedriger als 0,003% ist. Andererseits sind die Wirkungen gesättigt und die Zähigkeit wird eher verschlechtert, wenn der N-Gehalt 0,015% übersteigt. Demgemäß ist der Al-Gehalt als 0,003 bis 0,0015% angegeben.
Gesamt-Mg: 0,0005 bis 0,0300%
Magnesium ist ein stark desoxidierendes Element und reagiert mit Al&sub2;O&sub3; im Stahl. Es wird zugesetzt, um Al&sub2;O&sub3; O zu entziehen und MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO zu bilden. Deshalb bleibt, wenn nicht mindestens eine vorbestimmte Menge an Mg gemäß der Al&sub2;O&sub3;-Menge, d. h. gemäß Gesamt-O-Gew.-%, zugesetzt wird, nicht umgesetztes Al&sub2;O&sub3; unerwünscht zurück. Als Ergebnis einer Reihe von Versuchen in diesem Zusammenhang wurde gefunden, dass das Zurückbleiben von nicht umgesetztem Al&sub2;O&sub3; vermieden werden kann und die Oxide vollständig zu MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO durch Begrenzen der Gesamt-Mg-Gew.-% auf mindestens 0,0005% umgewandelt werden können. Wird jedoch Mg in einer die Gesamt-Mg- Gew-% von 0,0300% übersteigenden Menge zugesetzt, werden Mg-Carbide und Mg-Sulfide gebildet und die Bildung solcher Verbindungen ist hinsichtlich der Materialien nicht erwünscht. Deshalb ist der Mg-Gehalt auf 0,0005 bis 0,0300% begrenzt. Übrigens bedeutet der Begriff "Gesamt-Mg-Gehalt" die Summe des löslichen Mg-Gehalts im Stahl, des die Oxide bildenden Mg-Gehalts, und von anderen unvermeidlich gebildeten Mg-Verbindungen.
Weiterhin werden zusätzlich zu dem vorstehenden 0,35 bis 1,70% Si in Anspruch 1 der vorliegenden Erfindung und 0,05 bis 1,70% Si und 0,30 bis 1,20% Mo in Anspruch 2 zugesetzt.
Silicium wird zum Zweck der Desoxidation und Lebensdauerverlängerung der Endprodukte durch Hemmung der Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur und durch Verhinderung der Härteverminderung bei der Wälzermüdung zugesetzt. Jedoch werden die Wirkungen ungenügend, wenn der Si-Gehalt weniger als 0,35% in alleiniger Zugabe davon beträgt. Andererseits sind, wenn der Gehalt 1,70% übersteigt, solche Wirkungen gesättigt und die Zähigkeit der Endprodukte wird eher verschlechtert. Demgemäß ist der Si-Gehalt als 0,35 bis 1,70% angegeben.
Als nächstes wird Mo zur Lebensdauerverbesserung der Endprodukte durch Hemmung der Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur bei dem Wälzermüdungsprozess zugegeben. Betragen jedoch im Falle einer zusammengesetzten Zugabe von Si und Mo die Si- und Mo-Gehalte weniger als 0,05% bzw. weniger als 0,30%, sind die Wirkungen nicht ausreichend und übersteigen Si und Mo andererseits 1,70% bzw. 1, 2%, sind die Wirkungen gesättigt und führen eher zu einer Verschlechterung der Zähigkeit des Endprodukts. Deshalb sind die Si- und Mo-Gehalte auf 0,05 bis 1,70% bzw. 0,30 bis 1,20% begrenzt.
P: nicht mehr als 0,025%
Phosphor bewirkt Korngrenzen- und Mittelliniensegregation im Stahl und führt zur Verschlechterung der Festigkeit der Endprodukte. Insbesondere, wenn der P-Gehalt 0,025% übersteigt, wird die Verschlechterung der Festigkeit beachtlich. Deshalb ist 0,025% als die obere Grenze von P festgelegt.
Ti: nicht mehr als 0,0050%
Titan bildet eine harte TiN-Ausscheidung, die die Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur auslöst. Mit anderen Worten wirkt sie als Ausgangspunkt für das Versagen durch Wälzermüdung und führt zur Wälzermüdungsdauerverschlechterung der Endprodukte. Insbesondere, wenn der Ti-Gehalt 0,0050% übersteigt, wird die Lebensdauerverschlechterung beachtlich. Deshalb ist 0,0050% als die obere Grenze von Ti festgelegt.
Gesamt-O: nicht mehr als 0,0020%
In der vorliegenden Erfindung ist der Gesamt-O-Gehalt die Summe von aus dem Gehalt an im Stahl gelösten O und dem Gehalt an Oxiden bildendem O (hauptsächlich Aluminiumoxid) im Stahl. Jedoch entspricht der Gesamt-O-Gehalt in etwa dem Gehalt an die Oxide bildendem O. Ist demgemäß der Gesamt-O-Gehalt höher, ist die Menge an Al&sub2;O&sub3; im zu reformierenden Stahl größer. Die Grenze des Gesamt-O-Gehalts, von welchem die Wirkungen der vorliegenden Erfindung in dem induktionsgehärteten Material erwartet werden können, wurde untersucht. Als Ergebnis wurde gefunden, dass, wenn der Gesamt-O-Gehalt 0,0020 Gew.-% übersteigt, die Menge an Al&sub2;O&sub3; übermäßig wird und als Ergebnis die Gesamtmenge an Al&sub2;O&sub3; im Stahl nicht zu MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO umgewandelt werden kann, wodurch Aluminiumoxid im Stahl zum Zeitpunkt der Mg-Zugabe zurückbleibt. Der Gesamt-O-Gehalt im Stahl der vorliegenden Erfindung muss deshalb auf 0,0020 Gew.-% begrenzt sein.
Als nächstes können die Stahlarten gemäß den Ansprüchen 1 und 2 entweder Ni oder V oder beide enthalten, um die Härtbarkeit zu verbessern, Härteverminderung im Wälzermüdungsprozess zu verhindern und die Bildung der Weißstruktur und der Carbidstruktur zu hemmen.
Ni: 0,10 bis 2,00%
V: 0,03 bis 0,7%
Beide dieser Elemente verbessern die Härtbarkeit und sind bei der Verhinderung von wiederholter Erweichung durch Begrenzung des Rückgangs der Versetzungsdichte beim Walzverfahren oder durch Begrenzung der Bildung von Zementit im Wiederholungsprozess wirksam. Diese Wirkung ist ungenügend, wenn Ni niedriger als 0,10% und V niedriger als 0,03% ist. Übersteigen andererseits diese Elemente die Bereiche von 2,00% Ni und 0,7% V, ist die Wirkung gesättigt und führt eher zu einer Verschlechterung der Zähigkeit der Endprodukte. Deshalb sind die Gehalte auf den vorstehend beschriebenen Bereich begrenzt.
Als nächstes werden die Gründe für die Zahlenverhältnisbegrenzung der Oxideinschlüsse im Stahl gemäß Anspruch 3 erklärt. Beim Verfeinerungsverfahren von Stahlarten liegen Oxideinschlüsse außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, d. h. von MgO·Al&sub2;O&sub3; und MgO verschiedene Oxideinschlüsse, aufgrund eines unvermeidbaren Gemisches vor. Sind die Mengen dieser Einschlüsse auf weniger als 20% des Gesamten, mit Bezug auf das Zahlenverhältnis, festgelegt, kann eine feine Dispersion der Oxideinschlüsse stark stabilisiert werden, und weitere Verbesserungen in den Materialien können erkannt werden. Deshalb ist das Zahlenverhältnis auf
(Anzahl von MgO·Al&sub2;O&sub3; + Anzahl von MgO)/ Anzahl der gesamten oxidartigen Einschlüsse ≥ 0,8
begrenzt. Um das Zahlenverhältnis der Oxideinschlüsse in den Bereich der vorliegenden Erfindung zu bringen, ist es übrigens ein wirksames Verfahren, Oxidgemische eines externen Systems, wie diejenigen von feuerfesten Materialien, zu verhindern, jedoch grenzt die vorliegende Erfindung nicht im Besonderen die Herstellungsbedingungen in Bezug auf dieses Erfordernis ein.
Das Herstellungsverfahren des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung ist nicht im Besonderen begrenzt. Mit anderen Worten kann Schmelzen eines geschmolzenen Grundstahls durch ein Hochofen-Konverterverfahren oder ein Elektroofen-Verfahren durchgeführt werden. Das Zugabeverfahren der Bestandteile zu dem geschmolzenen Grundstahl ist ebenfalls nicht im Besonderen begrenzt, wobei entweder ein Metall, das jeden zuzusetzenden Bestandteil enthält, oder dessen Legierung dem geschmolzenen Grundstahl zugesetzt werden kann. Das Zugabeverfahren kann auch ein Zugabeverfahren unter Verwendung von normalem Zutropfen, ein Gebläseverfahren unter Verwendung von Inertgas, ein Verfahren, das einen mit einer Mg-Quelle befüllten Eisendraht in den geschmolzenen Stahl einführt usw. sein. Weiterhin ist das Herstellungsverfahren einer Stahlbramme aus dem geschmolzenen Grundstahl sowie das Walzverfahren der Stahlbramme nicht im Besonderen begrenzt.
Obwohl die vorliegende Erfindung auf den durch das Aufkohl-Abschreck-Verfahren hergestellten Stahl für Lagerteile gerichtet ist, sind die Aufkohl- und Abschreckbedingungen, der Einsatz von Ausglühen und die Ausglühbedingung bei dessen Durchführung nicht im Besonderen begrenzt.

BEISPIELE

Hier nachstehend werden die Wirkungen der vorliegenden Erfindung konkreter mit Bezug auf Beispiele dargestellt.
Stahlblöcke mit jeweils den in den Tabellen 1 und 2 zusammengestellten, chemischen Zusammensetzungen wurden durch ein Hochofen-Konverter-Stranggussverfahren hergestellt. Mg wurde durch ein Verfahren zugegeben, bei welchem ein mit einem Gemisch aus metallischen Mg-Teilchen und Teilchen einer Fe-Si-Legierung gefüllter Eisendraht in den geschmolzenen, aus dem Konverter abgestochenen Stahl in einer Pfanne zugesetzt wurde.
Als nächstes wurden Rundstäbe mit einem Durchmesser von 65 mm durch Blockwalzen und Stangenwalzen hergestellt. Das Zahlenverhältnis der Oxide im Querschnitt der Stahlmaterialien in Walzenrichtung und die Größenverhältnisse der Oxide wurden gemessen. Als Ergebnis fielen alle erfindungsgemäßen Stahlarten in den geeigneten Bereich, wie in den Tabellen 3 und 4 zusammengestellt. Ein Versuchsstück für den Wälzermüdungsversuch wurde aus jedem Stahlmaterial der vorliegenden Erfindung entnommen und präpariert und dann in den folgenden Schritten durch Aufkohlen behandelt: 930ºC · 300 min → 830ºC · 30 min → 130ºC Ölabschrecken → 160ºC · 60 min Ausglühen. Tabelle 1 Tabelle 2 (Fortsetzung von Tabelle 1)
Bemerkung) Nr. 33 ist ein Beispiel von JIS G 4104, SCr420-Stahl. Tabelle 3
Bemerkung) 1. Die Oxidgröße bezeichnet den äquivalenten Kreisdurchmesser, der in mm² einer Fläche vorliegt.
2. Das Zahlenverhältnis von Oxiden: (Anzahl von MgO·Al&sub2;O&sub3; + Anzahl von MgO pro 1 mm²)/Gesamtanzahl der gesamten Oxideinschlüsse, mit der Maßgabe, dass die Zahlen auf mm² bezogen sind.
3. L&sub1;&sub0;: Relativer Wert auf Basis von L&sub1;&sub0;, der durch 1 in Vergleichsbeispiel 33 definiert ist. Tabelle 4 (Fortsetzung von Tabelle 3)
Bemerkung) 1. Die Oxidgröße bezeichnet den äquivalenten Kreisdurchmesser, der in mm² einer Fläche vorliegt.
2. Das Zahlenverhältnis von Oxiden: (Anzahl von MgO·Al&sub2;O&sub3; + Anzahl von MgO pro 1 mm²)/Gesamtanzahl der gesamten Oxideinschlüsse, mit der Maßgabe, dass die Zahlen auf mm² bezogen sind.
3. L&sub1;&sub0;: Relativer Wert auf Basis von L&sub1;&sub0;, der durch 1 in Vergleichsbeispiel 33 definiert ist.
Die Wälzermüdungsdauer wurde unter Verwendung eines Mori-Schubkraft- Kontaktwälzermüdungs-Testers (maximale Herzian-Kontaktbelastung 540 kgf/mm²) und eines Punkt-Kontaktwälzermüdungstesters (maximale Herzian-Kontaktbelastung 600 kgf/mm²) unter Verwendung von zylinderförmigen Wälzermüdungsversuchsstücken bewertet. Als Skala der Lebensdauer wird im allgemeinen "die Anzahl der Belastungswiederholungen, bis ein Versagen durch Ermüdung bei einer durch Aufzeichnungsversuchsergebnisse auf einer Weilbull-Skala erhaltenen, kumulativen Zerstörungswahrscheinlichkeit von 10%" als L&sub1;&sub0;- Lebensdauer verwendet. In den Tabellen 3 und 4 wird auch ein relativer Wert dieser L&sub1;&sub0;- Lebensdauer jedes Stahlmaterials, indem die L&sub1;&sub0;-Lebensdauer von Vergleichsbeispiel Nr. 33 auf 1 festgelegt ist, gezeigt. Weiterhin wurde die Existenz der Weißstruktur und der Carbidstruktur in jedem Versuchsstück nach einer Wälzermüdung von 108 mal geprüft und das Ergebnis wurde auch in den Tabellen 3 und 4 dargestellt.
Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt, wird bei allen erfindungsgemäßen Stahlarten die Produktion von Weiß- und Carbidstrukturen verhindert. Deshalb wiesen die erfindungsgemäßen Stahlarten ausgezeichnete Ermüdungseigenschaften auf, die etwa 7 bis 8 mal besser in einem Mori-Schubkraft-Kontaktwälzermüdungsversuch und etwa 9 bis 14 mal besser in einem Punkt-Kontaktwälzermüdungsversuch als die Vergleichsstähle waren.
Insbesondere wies das Beispiel des fünften Aspekts der Erfindung eine ausgezeichnete Wälzermüdungsdauer auf, die 8 mal oder noch besser in einem Mori-Schubkraft- Kontaktwälzermüdungsversuch und etwa 11 mal oder noch besser in einem Punkt- Kontaktwälzermüdungsversuch als die Vergleichsstähle war.
Andererseits stellt Vergleichsbeispiel 34 den Fall dar, bei welchem die Zugabemenge von Mg kleiner als der Bereich der vorliegenden Erfindung war. Vergleichsbeispiel 35 stellt den Fall dar, bei welchem die Zugabemenge von Mg größer als der Bereich der vorliegenden Erfindung war. Vergleichsbeispiel 36 stellt den Fall dar, bei welchem kein Mo zugesetzt wurde und die Zugabemenge von Si kleiner als der Bereich der vorliegenden Erfindung war. Vergleichsbeispiel 37 stellt den Fall dar, bei welchem die Zugabemenge von Mo kleiner als der Bereich der vorliegenden Erfindung war. Die Wälzermüdungseigenschaften von allen waren sowohl im Mori-Schubkraft-Kontaktwälzermüdungsversuch als auch im Punkt- Kontaktwälzermüdungsversuch etwa 6,5 mal schlechter, verglichen mit Vergleichsbeispiel 33 und die Wälzermüdungseigenschaften waren nicht ausreichend.
Wie vorstehend beschrieben kann der aufgekohlte Lagerstahl der vorliegenden Erfindung die Bildung von feinen Oxideinschlüssen, die Hemmung von Weißstrukturen und Carbidstrukturen und die Verhinderung von Härteverminderung verwirklichen. Als Ergebnis wird es möglich, einen Lagerstahl bereitzustellen, der in Lagerteilen die Wälzermüdungsdauer unter hoher Belastung stark verbessert. Demgemäß sind die Wirkungen der vorliegenden Erfindung industriell äußerst bedeutend.

Claims

1. Langlebiger, aufgekohlter Lagerstahl, umfassend in Gewichtsprozent:

C: 0,10 bis 0,35%,

Si: 0,35 bis 1,70%,

Mn: 0,3 bis 2,0%,

S: 0,001 bis 0,03%,

Cr: 0,4 bis 1,50%,

Al: 0,010 bis 0,07%,

N: 0,003 bis 0,015%,

Gesamt-Mg: 0,0005 bis 0,0300%,

P: nicht mehr als 0,025%,

Ti: nicht mehr als 0,0050%,

Gesamt-O: nicht mehr als 0,0020%, gegebenenfalls mindestens einen Vertreter aus

Ni: 0,10 bis 2,00% und

V: 0,03 bis 0,7% und

als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

2. Langlebiger, aufgekohlter Lagerstahl, umfassend in Gewichtsprozent: