DE10012350C2

DE10012350C2 - Wälzlager

Info

Publication number: DE10012350C2
Application number: DE10012350A
Authority: DE
Inventors: Hiromichi Takemura; Susumu Tanaka; Shigeru Okita
Original assignee: NSK Ltd
Current assignee: NSK Ltd
Priority date: 1999-03-19
Filing date: 2000-03-14
Publication date: 2003-12-11
Anticipated expiration: 2020-03-15
Also published as: US6409846B1; DE10012350A1; JP2000337389A

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Wälzlager. Die Erfindung bezieht sich insbesondere auf ein Wälzlager für Motor-Hilfsaggregate (Drehstromgenerator, Elekt romagnetkupplung, Kompressor, Zwischen-Riemenscheibe, Wasserpumpe), das in einer Umgebung verwendet wird, in der eine Kontamination durch Wasser die Bildung eines Schmiermittelfilms erschwert.

In den letzten Jahren wurde mit der Herabsetzung der Größe und des Gewichtes der Automobile auch die Herabsetzung der Größe und des Gewichts der Motorhilfsaggre gate erforderlich, während gleichzeitig eine höhere Leistung und ein höheres Output erforderlich waren. Wenn der Motor in Betrieb gesetzt wird, wirkt daher auf das Lager, beispielsweise des Drehstromgenerators, gleichzeitig eine hohe Vibration und eine hohe Belastung (etwa 4 bis 20 g, berechnet als Gravitationsbeschleunigung) ein, wel che die hohe Drehgeschwindigkeit durch den Treibriemen begleiten. Als Folge davon tritt an dem äußeren Lager-Laufring als feststehendem Laufring ein frühes Ausbrechen (Abblättern) auf, das die Lagerlebensdauer verkürzt.

Das frühe Ausbrechen (Abblättern) ist auf den Anstieg der Belastung als Folge der ho hen Vibration oder der resultierenden Schwierigkeiten bei der Bildung eines Schmier mittelfilms zurückzuführen, die eine Zersetzung des in einer Menge von etwa 0,1% in dem Fett vorhandenen Wassergehaltes verursacht und damit bewirkt, daß leicht ein Oberflächenkontakt auftritt.

Als ein Fall, bei dem ein mit Wasser kontaminiertes Wälzlager eine verkürzte Lebens dauer aufweist, wird von J. A. Cirura et al. in "Wear", 24 (1973) 107-118, unter dem Titel "The Effect of Hydrogen on the Rolling Contact Fatigue Life of AISI 52100 and 440C Steel Balls" beschrieben, daß ein Vier-Kugel-Wälztest mit einem mit Wasser kontami nierten Schmiermittel zeigt, daß die Lebensdauer auf ein Zehntel des Anfangswertes zurückgeht, und daß ein Wälzermüdungstest mit einer mit Wasserstoff beschickten Stahlkugel zeigt, daß eine Kugel aus rostfreiem Stahl (SUS440C) eine längere Le bensdauer hat als eine Kugel aus einem Lagerstahl des zweiten Typs.

Die Verwendung von SUS440C als Lagermaterial zur Verlängerung der Lager- Lebensdauer ist jedoch nachteilig insofern, als SUS440C kaum bearbeitet werden kann im Vergleich zu dem Lagerstahl des zweiten Typs und auf der Wälzoberfläche ein eutektisches Carbid bildet, das eine Teilchengröße von mehr als 10 µm hat, das die Wälzlebensdauer und die akustischen Eigenschaften des Lagers in nachteiliger Weise beeinflußt, so daß die praktische Verwendung von SUS440C schwierig ist.

Als ein Verfahren zur Verlängerung der Lebensdauer von Wälzlagern, beispielsweise für die obengenannten Motor-Hilfsaggregate, die bei hoher Vibration unter hoher Be lastung verwendet werden sollen, ist in JP-A-3-173747 ein mit Schmierfett gefülltes Lager aus einem martensitischen rostfreien Stahl in mindestens einem feststehenden Laufring und aus einem rostfreien Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt mit 14% oder 18% Cr beschrieben (der hier verwendete Ausdruck "JP-A" steht für eine "ungeprüfte publizierte japanische Patentanmeldung").

Außerdem ist beispielsweise in JP-A-5-26244 unter den mit Schmierfett gefüllten La ger-Laufringen bereits ein Wälzlager aus einem Stahl beschrieben, der 1,5 bis 6% Cr in mindestens dem feststehenden Lager-Laufring enthält.

Als Gegenmaßnahme gegen das frühe Ausbrechen (Abblättern) ist in "SAE Technical Paper: SAE950944 (abgehalten am 27. Februar bis 2. März 1995)", in den Artikeln 1 bis 14 ein Verfahren beschrieben, das aus der Aufklärung des Ermüdungsmechanis mus eines Lagers für einen Drehstromgenerator resultiert, das umfaßt den Austausch des Füllungs-Schmierfettes von einem E-Fett gegen ein M-Fett mit einem hohen Dämpfungseffekt, so daß ein Schmiermittelfilm, der eine hohe Vibration und eine hohe Belastung ausreichend absorbieren kann, gebildet wird, um zu verhindern, daß die Wälzkörper und die Lager-Laufringe in metallischen Kontakt miteinander kommen und somit ein frühes Ausbrechen (Abblättern) auftritt.

In den letzten Jahren wurden jedoch klein dimensionierte Wechselstromgeneratoren mit einer hohen Leistung entwickelt. Dies führte zu einem Anstieg der Betriebstempera tur, bei der die Lager verwendet werden müssen, auf mehr als 150°C. Daher kann selbst das verbesserte M-Fett gelegentlich kaum einen Schmiermittelfilm bilden. Da eine große Differenz zur Umgebungstemperatur besteht, kann ferner leicht eine Tau kondensation in dem Lager auftreten, so daß gelegentlich das Innere des Lagers durch Wasser kontaminiert wird.

Das in der ersten der obengenannten Literaturstellen (JP-A-3-173747) beschriebene Lager umfaßt einen 13Cr-0,7C-Stahl, der ein martensitischer rostfreier Stahl mit einer vergüteten Martensit-Struktur ist, 18Cr-1%C SUS440C oder SUS420J2, bei dem es sich um einen 13Cr-0,3C-Stahl handelt, aus dem ein Passivierungsfilm gebildet wird, der eine verbesserte Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung aufweist. SUS420J2 hat jedoch den Nachteil, daß er eine HRC von 52 aufweist, die gegen Wälz- Ermüdung nicht hoch genug ist. SUS440A und SUS440C sind nachteilig insofern, als sie einen C-Gehalt von mehr als 0,6% aufweisen, der die Abscheidung von groben eutektischen Carbid-Teilchen mit einer Größe von mehr als 10 µm auf der Wälzober fläche verursacht. Als Folge davon tritt ein an der Oberfläche beginnendes Ausbrechen bzw. Abblättern auf. Gleichzeitig kann der Passivierungsfilm leicht brechen, wodurch die Korrosionsbeständigkeit des Lagers beeinträchtigt wird. Ferner ist die Verwendung dieser Stahlmaterialien nachteilig insofern, als dadurch die Verarbeitbarkeit bei der Herstellung des Lagers verschlechtert wird.

Außerdem umfaßt das in der letzten der obengenannten Literaturstellen (JP-A-5-26244) beschriebene Lager 1,5 bis 6% Cr, das mindestens in den feststehenden Lauf ring eingearbeitet ist, wodurch auf der Oberfläche der Lager-Laufringe ein oxidierter Cr- Film gebildet wird, der die Wälzoberfläche inaktiviert und es dadurch ermöglicht, eine Zersetzung des Schmierfettes zu verhindern, bei der Wasserstoff entsteht, der dann das Innere des Lagers kontaminiert. Wie in "Nihon Tripology Kaigi Yokoshu (Preprint of Japan Council of Tripology) (Tokyo, 1995-5)", S. 551-554 beschrieben, neigt jedoch ein Lager für ein Motor-Hilfsaggregat dazu, daß die Wälzkörper auf der Einlaßseite der Belastungszone des feststehenden Laufringes beim Drehen rutschen (Rotations- Schlupf). Der oxidierte Cr-Film (FeCrO₄), der aus einer Zusammensetzung mit einem Cr-Gehalt von etwa 1,5 bis 5% gebildet werden kann, kann daher leichter unterbro chen werden, wenn seine Dicke nur etwa 1 bis 2 nm beträgt. Da der äußere Laufring, der häufig zum frühen Ausbrechen (Abblättern) neigt, direkt der Belastung ausgesetzt ist, kann ferner das frühe Ausbrechen (Abblättern) des äußeren Laufringes nicht ver hindert werden.

Außerdem kann ein Austenit-Stahl, wie z. B. SUS304 und SUS316, der eine gute Säu rebeständigkeit, jedoch keine ausreichende Härte, die der wichtigste Faktor für ein Wälzlager ist, aufweist, nicht für ein Lager für ein Motor-Hilfsaggregat verwendet wer den, das einer hohen Vibration und einem hohen Druck ausgesetzt ist.

Andererseits berichten Tamada et al. in "WEAR"199 (1996), Seiten 245-252 unter dem Titel "Occurrence of brittle flaking on bearing used for automotive electrical instruments and auxiliary device", daß bei einer Testprobe aus rostfreiem Stahl mit 13% Cr dann, wenn eine Testprobe, die einem Wasserstoffbeschickungstest ausgesetzt war, einem linearen Kontaktwälzermüdungstest unterworfen wird, ein Weißwerden der Struktur und ein Bruch an der eine maximale Scherspannung erzeugenden Stelle auftritt, was vermuten läßt, daß eine Wasserstoffversprödung nicht vollständig verhindert werden kann.

Aus DE 69 41 3632 T2 ist die im Patentanspruch 1 angegebene Stahlzusammen setzung sowie die angegebene Oberflächenhärte bekannt. Diese Merkmale allein genügen jedoch nicht, um die vorgenannten Probleme zu beseitigen.

Bei Studien über den Mechanismus des Bruchs dieser rostfreien Stähle mit 13% Cr haben die Erfinder gefunden, daß der Passivierungsfilm das Eindringen von Wasser stoff nicht verhindert, wie bisher behauptet wurde, sondern das Prinzip der Adsorption des Wasserstoffatoms durch den Passivierungsfilm, d. h. der Mechanismus, wonach die Menge des von dem Material selbst adsorbierten Wasserstoffs zunimmt, jedoch das Eindringen von Wasserstoff in das Innere des Lagers, d. h. in die Position, in der eine maximale Scherspannung entsteht, verhindert werden kann, den besten Effekt auf die Verlängerung der Lager-Lebensdauer ausübt.

Es wurde auch gefunden, daß das Material, das nur einen Passivierungsfilm mit einer unzureichenden Dicke von nur 1 bis 2 nm bilden kann, und SUS440C, das ein eutekti sches Carbid mit einer Teilchengröße von 10 µm auf der Oberfläche des Lagers bildet, einen nachteiligen Einfluß insofern ausüben, als sie das Eindringen des adsorbierten Wasserstoffatoms in das Innere des Lagers leicht ermöglichen.

Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Wälzlager anzugeben, das in einer Umgebung verwendbar ist, in der aufgrund des Vorhandenseins von Wasser die Bildung eines Schmiermittelfilms erschwert wird.

Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch den Gegenstand des Anspruchs 1 gelöst. Bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.

Der Passivierungsfilm auf der Laufring-Oberfläche mit einer Dicke von 5 bis 100 nm erlaubt, dass die Oberflächenschicht Wasserstoffatome adsorbiert, wodurch verhin dert wird, daß Wasser in den Bereich eindringt, wo die maximale Scherspannung erzeugt wird. Kohlenstoff und Stickstoff liegen in dem Stahl des erfindungsgemäßen Wälzlagers in einem bestimmten Verhältnis zur Verbesserung der Abriebsbeständig keit des Passivierungsfilms, wodurch ein Reißen des Films verhindert wird. Kohlen stoff und Chrom liegen in einem spezifischen Verhältnis vor, um die Lebensdauer zu verlängern bzw. um zu einer Unterdrückung der Bildung einer großen Menge von groben eutektischen Carbid-Teilchen mit einer Größe von 10 µm oder mehr beizutra gen, welche die einheitliche Bildung eines Passivierungsfilms verhindern, wodurch ein frühzeitiges Abblättern auch unter strengen Betriebsbedingungen verhindert wird, bei denen das Lager einer hohen Temperatur und hohen Vibrationen ausgesetzt ist und mit Wasser kontaminiert ist, um dadurch die Lebensdauer desselben zu verlän gern.

In dem obengenannten Wälzlager ist besonders bevorzugt der Hohlraum in dem Lager mit einem Schmierfett auf Harnstoffbasis ausgefüllt, das aus einem synthetischen Öl hergestellt ist, das 50% oder mehr Etheröl als Grundöl enthält. Bei dieser Anordnung kann selbst bei einer hohen Vibration die Schmierfähigkeit gut aufrechterhalten wer den, wodurch es möglich ist, eine Zersetzung des Wassers in dem Schmierfett zu ver hindern. Außerdem kann ein hoher Dämpfungseffekt ausgeübt werden. Dementspre chend kann der Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 bis 100 nm auf der Oberflä che des Lager-Laufringes ausreichend geschützt werden, wodurch es möglich ist, die Wälzlebensdauer weiter zu verlängern.

Nachfolgend wird die Erfindung beispielhaft mit Bezug auf die beigefügte sche matische Zeichnung näher beschrieben. In dieser zeigt die einzige Figur eine Schnittdarstellung einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen Wälzlagers.

Der Grund für die Beschränkung des Zusammensetzungs-Verhältnisses gemäß der vorliegenden Erfindung wird nachstehend angegeben. Der hier verwendete Ausdruck "%" steht für "Gew.-%".

C ist ein Element, das die für ein Wälzlager erforderliche Härte ergibt. Um eine Härte HRC von 57 oder mehr zu erzielen, ist es erforderlich, daß der C-Gehalt 0,35% oder mehr beträgt. C ist auch ein Element, um die Matrix martensitisch zu machen, um die Härte nach dem Aushärten und Anlassen zu verbessern. C wird jedoch vorzugsweise weniger vom Standpunkt der Korrosionsbeständigkeit aus betrachtet verwendet. Dies ist deshalb so, weil dann, wenn C in einer großen Menge zugegeben wird, es zusam men mit Cr während der Stahl-Herstellung grobe eutektische Carbid-Teilchen bildet, wodurch die Cr-Konzentration in der Matrix unzureichend wird und es dadurch unmög lich gemacht wird, eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit zu erzielen. Außerdem führt die Zugabe einer großen C-Menge zu einer Verschlechterung der Wälzlebens dauer und Zähigkeit. Dies ist der Grund dafür, warum der C-Gehalt so begrenzt wird, daß er 0,35 bis 0,55% beträgt.

Cr ist das wirksamste Element, um den Stahl korrosionsbeständig zu machen. Wenn der Cr-Gehalt 11,0% oder mehr beträgt, kann eine gute Korrosionsbeständigkeit er zielt werden, da dadurch ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 nm oder mehr gebildet wird. Andererseits kann die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessert werden, wenn der Cr-Gehalt ansteigt. Wenn jedoch Cr in einer größeren Menge als erforderlich zugegeben wird, entsteht δ-Ferrit, der den Stahl leicht spröde macht, wodurch die Zä higkeit des Stahls verschlechtert wird oder die Verarbeitbarkeit des Stahls deutlich ver schlechtert wird. Da der obere Grenzwert für den Cr-Gehalt, bei dem ein fester Passi vierungsfilm mit einer Dicke von 100 nm oder weniger gebildet werden kann, 17% beträgt, liegt somit der optimale Bereich für den Cr-Gehalt bei 11,0 bis 17,0%. Wenn man die Festigkeit des Passivierungsfilms oder den Umstand berücksichtigt, daß, da ein eutektisches Carbid leicht gebildet werden kann in Abhängigkeit von der Kohlen stoff-Konzentration, Restaustenit gebildet wird trotz der Subzero-Behandlung (Be handlung unter 0°C) als Folge der Zugabe von N in einer bestimmten Menge und un gelöstes Carbid gebildet wird, wodurch die Härte des gehärteten Stahls herabgesetzt wird, liegt daher der Cr-Gehalt vorzugsweise bei 11,0 bis 14,0%.

N dient der Verstärkung des Martensits und verbessert daher die Korrosionsbeständig keit des Stahls ähnlich wie C. N muß in einer Menge von 0,05% oder mehr, vorzugs weise von 0,08% oder mehr, zugegeben werden, um die Bildung von groben primären eutektischen Carbid-Teilchen zu verhindern. Außerdem dient ein Element wie Cr, Mn, Mo und V dazu, die Löslichkeit von N zu verbessern. Bei der üblichen Stahlherstellung bei Atmosphärendruck ist jedoch die Löslichkeit von N während des Schmelzens so gering, daß N kaum in einer Menge von 0,2% oder mehr zugegeben werden kann. Die Zugabe von N in einer Menge von 0,2% oder mehr erfordert die Anwendung einer Produktionsanlage, die in einer Atmosphäre mit einem hohen Stickstoffdruck arbeitet, wodurch die Kosten erhöht werden. Wenn man versucht, eine große Menge N bei At mosphärendruck zuzugeben, entstehen während des Erstarrens Gasblasen, wodurch bewirkt wird, daß eine große Menge N dem Rohblock zugegeben wird. Je nach N- Menge (0,2% oder mehr) wird eine große Menge an Restaustenit gebildet, wodurch die Härte des gehärteten Stahls herabgesetzt und somit die Lager-Lebensdauer ver kürzt wird. Daher ist der N-Gehalt so definiert, daß er innerhalb des Bereiches von 0,05 bis weniger als 0,2%, vorzugsweise von 0,08 bis 0,15%, liegt.

Um die Martensit-Struktur zu verstärken und einen sekundären Ausscheidungseffekt zu erzielen, wodurch die Oberflächenhärte HRC von 57 oder mehr erzielt wird, muß die Summe der C- und N-Gehalte 0,45% oder mehr betragen. Wenn man den Umstand berücksichtigt, daß in Abhängigkeit von den C-, N- und Cr-Konzentrationen eine große Menge an Restaustenit gebildet werden kann, wodurch es gelegentlich unmöglich wird, eine ausreichende Aushärtungshärte zu erzielen und grobe eutektische Carbid- Teilchen oder δ-Ferrit gebildet werden, wodurch die Zähigkeit des Stahls herabgesetzt wird, beträgt ferner die Obergrenze für die Summe der C- und N-Gehalte 0,65%. Die Summe für die C- und N-Gehalte ist daher so definiert, daß sie 0,45 bis 0,65% beträgt.

Si ist ein Element zur Verbesserung der Hinauszögerung einer strukturellen Verände rung, der Härtbarkeit und der Beständigkeit gegen Weichglühen. Wenn der Si-Gehalt unter 0,2% fällt, ist der resultierende Effekt nicht ausreichend. Wenn dagegen der Si- Gehalt 1,5% übersteigt, weist der resultierende Stahl eine deutlich schlechtere Verar beitbarkeit auf. Daher wird der Si-Gehalt so begrenzt, daß er 0,2 bis 1,5% beträgt.

Mn ist ein Element, das als Desoxidationsmittel während der Stahl-Herstellung erforderlich ist und das in einer Menge von 0,2% oder mehr zugegeben werden muß. Wenn es in einer großen Menge zugegeben wird, verschlechtert Mn nicht nur die Schmiedbarkeit und Schneidbarkeit des Stahls, sondern verschlechtert auch die Kor rosionsbeständigkeit des Stahls zusammen mit Verunreinigungen wie S und P. Daher beträgt die Obergrenze des Mn-Gehaltes 1,0%.

Mo hat die Wirkung, die Härtbarkeit und die Beständigkeit gegen Weichglühen deut lich zu verbessern. Mo hat auch die Wirkung, eine strukturelle Veränderung, die sich durch eine Wälzermüdung entwickelt, hinauszuzögern. Mo ist ein Element zur Verbes serung der Korrosionsbeständigkeit des Stahls. Wenn es jedoch in übermäßig großer Menge zugegeben wird, verschlechtert Mo die Zähigkeit und Verarbeitbarkeit des Stahls. Daher beträgt die Obergrenze des Mo-Gehaltes 3,0%.

V ist ein Element zur Bildung von feinen Carbid- und Nitrid-Teilchen. V hat auch die Wirkung, die Bildung von Cr-Carbiden und -Nitriden zu verhindern und eine Sekundär ausscheidung während der Vergütung bei einer Temperatur von 400 bis 550°C zu ver ursachen, um die Härte zu erhöhen, wodurch die Festigkeit des Stahls beträchtlich verbessert wird. Wenn man jedoch die Kosten und die Verarbeitbarkeit in Betracht zieht, beträgt die Obergrenze des V-Gehaltes 2,0%.

Ni ist ein Element zur ausgeprägten Stabilisierung des Austenits. Ni wirkt auch dahin gehend, daß es die Bildung von δ-Ferrit verhindert und die Zähigkeit, die Korrosions beständigkeit und die Säurebeständigkeit erhöht. Es ist daher bevorzugt, daß Ni dem erfindungsgemäßen Stahl selektiv einverleibt wird. Die Untergrenze für die Ni-Menge, die zugegeben werden soll, beträgt 0,05%, vorzugsweise 0,5%. Wenn Ni in einer Menge zugegeben wird, die höher ist als erforderlich, erhöht Ni nicht nur die Kosten, sondern es entsteht auch eine große Menge an Restaustenit, wodurch es gelegentlich unmöglich wird, eine ausreichende Aushärtungshärte zu erzielen. Daher beträgt der obere Grenzwert für den Ni-Gehalt 3,5%.

Cu ist ein Element zur leichten Stabilisierung des Austenits ähnlich wie Ni. Cu wirkt auch dahingehend, daß es die Bildung von δ-Ferrit verhindert und die Zähigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und die Säurebeständigkeit erhöht. Es ist daher bevorzugt, daß Cu dem erfindungsgemäßen Stahl selektiv zugegeben wird. Die untere Grenze für die Cu-Menge, die zugegeben werden soll, beträgt 0,05%, vorzugsweise 0,5%. Wenn Cu in einer großen Menge zugegeben wird, kann es einen Wärmeriß beim Warm schmieden während der Herstellung des Lagers verursachen. Daher beträgt die Ober grenze für den Cu-Gehalt 3,0%.

Der O-Gehalt beträgt vorzugsweise 10 ppm oder weniger, um die Bildung eines Ein schlusses auf Oxidbasis zu verhindern, der die Wälzlebensdauer herabsetzt. Aus dem gleichen Grund betragen die S- und P-Gehalte jeweils vorzugsweise 0,02% oder we niger.

Indem man es ermöglicht, daß M₂₃C₆-Carbid-Teilchen mit einer Größe von 10 µm oder weniger in dispergierter Form in dem Stahl ausgeschieden werden, können außerdem Wasserstoffatome eingefangen werden, um eine lokale Konzentrierung der Positionen, die eine maximale Scherspannung hervorrufen, zu verhindern, wodurch es möglich ist, eine lokale Wasserstoffversprödung im Innern des Materials zu verhindern. Insbeson dere ist es bevorzugt, daß M₂₃C₆-Carbid-Teilchen, die eine Größe von 10 µm oder we niger aufweisen, in dispergierter Form in dem Stahl in einem Mengenverhältnis von 10 oder mehr pro mm² ausgeschieden werden.

Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung werden nachstehend näher beschrie ben.

In der beiliegenden Zeichnung bezeichnet die Bezugsziffer 1 ein Kugellager. Das La ger 1 umfaßt einen äußeren Laufring 2, der an einem Gehäuse 8 befestigt ist, und ei nen inneren Laufring 3, der an einer Welle 7 befestigt ist. Eine Vielzahl von Wälzkör pern 4 wird von einer Rückhalteeinrichtung 5 festgehalten, die zwischen dem äußeren Laufring 2 und dem inneren Laufring 3 angeordnet sind. Ein Dichtungselement 6 ist außerhalb an der Rückhalteeinrichtung 5 befestigt, die zwischen dem äußeren Laufring 2 und dem inneren Laufring 3 angeordnet ist. Der durch die Dichtungselemente 6 defi nierte Hohlraum ist mit einem E-Schmiertett gefüllt. Wenn sich die Welle 7 dreht, dreht sich auch der innere Laufring 3. Die Vibration und die Belastung, die aufgrund der Dre hung der Welle entsteht, wirkt auf die Belastungszone des äußeren Laufringes 2 über den inneren Laufring 3 und die Wälzkörper 4 ein. Die Bezugsziffer 9 bezeichnet einen Beschleunigungsaufnehmer.

Das erste Beispiel für eine Ausführungsform der Erfindung wird nachstehend näher beschrieben.

Die chemischen Komponenten der Testmaterialien, die in den Beispielen und Ver gleichsbeispielen verwendet wurden, sind in der Tabelle 1 angegeben.

Tabelle 1

Für den Lebensdauertest mit den Wälzlagern der Beispiele 1 bis 6 und der Vergleichs beispiele 1 bis 8 wurden die inneren Laufringe und die äußeren Laufringe aus den in der Tabelle 1 angegebenen Materialien hergestellt. Für die Laufringe außer demjeni gen des Vergleichsbeispiels 1 wurden die Materialien jeweils einer üblichen Wärmebe handlung, d. h. einer thermischen Härtung bei einer Temperatur von 1000 bis 1150°C, einer Subzero-Behandlung (einer Behandlung bei einer Temperatur unter 0°C) und dann Anlassen (Vergütung) bei einer vorgegebenen Temperatur unterworfen. Für den Lager-Laufring des Vergleichsbeispiels 1 wurde das Material, bei dem es sich um SUJ2 handelt, einer thermischen Härtung bei einer Temperatur von 850°C und dann einer Temperung (Vergütung) bei einer Temperatur von 250°C unterzogen, um eine Ober flächenhärte HRC von 54 bis 62, eine Oberflächenrauheit Ra von 0,01 bis 0,4 µm und einen Restaustenit (γR)-Gehalt von 0,5 bis 10% zu erzielen.

Für alle Wälzkörper der Beispiele 1 bis 6 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 8 wurde SUJ2 verwendet. Im einzelnen wurde das Material einer üblichen Wärmebehandlung unterzogen, d. h. bei einer Temperatur von 850°C thermisch gehärtet, in Öl abge schreckt und dann bei einer Temperatur von 250°C angelassen, um eine Oberflä chenhärte HRC von 57 bis 61, einen Restaustenit (γR)-Gehalt von 2% oder weniger und eine Oberflächenrauheit Ra von 0,003 bis 0,010 µm zu erzielen.

Der Lebensdauertest mit den Wälzlagern der Beispiele 1 bis 6 und der Vergleichsbei spiele 1 bis 8 wird nachstehend beschrieben.

Als Testvorrichtung wurde eine Beschleunigungs/Verzögerungs-Tisch-Testvorrichtung verwendet, die mit einer Rotationsgeschwindigkeit arbeitet, die zwischen 9000 UpM und 18 000 UpM in einem vorgegebenen Zeitintervall (beispielsweise 9 s) umschaltet. Sowohl für die Beispiele als auch für die Vergleichsbeispiele wurde das Testlager aus JIS Modell Nr. 6303 hergestellt. Bezüglich der Belastungsbedingungen betrug das Verhältnis P (Belastung)/C (dynamisch bewertete Belastung) 0,10. Als Füllungs- Schmierfett wurde ein E-Schmiertett verwendet. Bezüglich der Test-Temperatur lag die Temperatur der Atmosphäre unveränderlich bei 150°C. Die errechnete Lebensdauer des Lagers betrug 1350 h. Daher wurde der Lebensdauertest bei 1000 h beendet. Für jedes der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurden 10 Proben getestet (n = 10).

Die Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse des Lebensdauertests mit den Beispielen und Ver gleichsbeispielen.

Wie aus der Tabelle 2 ersichtlich, wiesen die Lager der Beispiele 1 bis 3 eine Oberflä chenhärte HRC von 62, 59 bzw. 57 auf und sie wiesen einen darauf gebildeten Passi vierungsfilm mit einer Dicke von 7 nm, 10 nm bzw. 98 nm auf. Nach dem Lebensdauer test wurden diese Lager in bezug auf den Zustand der Laufring-Oberfläche untersucht. Als Ergebnis wurde gefunden, daß diese Lager einen guten Oberflächen-Zustand auf wiesen und kein Abblättern an dem äußeren Laufring auftrat. Außerdem wiesen diese Lager eine weit längere Lebensdauer auf als diejenigen der Vergleichsbeispiele 1 bis 8. Bei diesen Lagern trat jedoch ein Verformen (Kriechen) auf dem inneren Laufring auf als Folge einer Dimensionsveränderung, die den Hochtemperatur-Test begleitete. Als Er gebnis wurde gefunden, daß die Lager der Beispiele 1 bis 3 eine L₁₀-Lebensdauer von 849 h, 902 h bzw. 933 h aufwiesen. Die Häufigkeit des Auftretens einer Verformung (Kriechens) auf dem inneren Laufring betrug für die Beispiele 1 bis 3 5/10, 4/10 bzw. 3/10.

Für die Beispiele 4 bis 6 wurden die Materialien jeweils bei einer Temperatur von bis zu 400 bis 500°C angelassen. Es wird nämlich allgemein angenommen, daß diese Lager eine verminderte Härte aufweisen. Die Lager der Beispiele 4 bis 6 wiesen jedoch feine Carbid-Teilchen mit einer Größe von 55, 125 bzw. 285 nm auf, die jeweils sekundär ausgeschieden worden waren. Daher wiesen die Lager der Beispiele 4 bis 6 eine Ober flächenhärte HRC von 57, 60 bzw. 61 auf als Folge dieses sekundären Ausschei dungseffekts. Da die Lager der Beispiele 4 bis 6 feine Carbid-Teilchen aufwiesen, die gleichmäßig und in dispergierter Form darin ausgeschieden worden waren, wurde au ßerdem die Bildung von eutektischen Carbid-Teilchen mit einer Größe von mehr als 5 µm verhindert und der durchschnittliche Durchmesser der eutektischen Carbid-Teilchen betrug 2 µm oder weniger. Die Lager der Beispiele 4 bis 6 wiesen außerdem einen gleichmäßig darauf gebildeten Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5, 15 bzw. 20 nm auf. Nach dem Lebensdauer-Test wurden diese Lager jeweils auf den Zustand der Lauf ring-Oberfläche untersucht. Als Ergebnis wurde gefunden, daß diese Lager gute Zustän de aufwiesen. In dem verschiedenen Tests trat bei diesen Lagern kein Abblättern auf dem äußeren Laufring auf, auch nicht nach 1000 h Lebensdauer-Test. Außerdem wie sen die Lager der Beispiele 4 bis 6 einen Restaustenit-Gehalt (γR) von nur 5, 4 bzw. 3% auf, verglichen mit denjenigen der Beispiele 1 bis 3. Dies ist vermutlich der Grund da für, warum bei den Lagern der Beispiele 4 bis 6 keine Verformung (Kriechen) auftrat.

Dagegen wurde das Lager des Vergleichsbeispiels 1 aus gewöhnlichem SUJ2 herge stellt. Das Material wurde einer Dimensionsstabilisierungs-Behandlung unterworfen, so daß es einen Restaustenit-Gehalt (γR) von 2% und eine Lagerhärte HRC von 57 auf wies. Da der Passivierungsfilm jedoch eine Dicke von nur 1 nm hatte, trat bei dem La ger ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 124 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 2 wies grobe eutektische Carbid-Teilchen mit einer Größe von 21 µm oder mehr auf, die sich auf der Laufring-Oberfläche in einer großen Menge gebildet hatten. Es wurde deshalb kein einheitlicher Passivierungsfilm gebildet. Die Bereiche, in denen ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 µm oder mehr vor lag, und die Bereiche, in denen ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 µm oder mehr nicht vorhanden war, waren gemischt. Die durchschnittliche Dicke des Passivie rungsfilms betrug somit 3 nm. Daher trat bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 2 ein Abblättern auf, beginnend mit einem Weißwerden der Struktur und das Abblättern be gann an der Oberfläche, ausgehend von dem eutektischem Carbid auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10 : 10 und die L₁₀-Lebensdauer betrug 198 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 3 wies eutektische Carbid-Teilchen mit einem Durchmesser von 4 µm oder weniger auf, die ausgeschieden worden waren, und es wies einen darauf gebildeten Film mit einer Dicke von 10 nm auf. Das Lager des Ver gleichsbeispiels 3 wies jedoch einen C-Gehalt von nur 0,28% auf und hatte somit eine Oberflächenhärte HRC von nur 54 nach der Wärmebehandlung. Das Lager des Ver gleichsbeispiels 3 wies somit eine beschleunigte plastische Verformung auf als Folge einer Wälzermüdung und es trat daher ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in ei nem Verhältnis von 10 : 10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 97 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 4 wies eine ausreichende Härte HRC von 59 auf und darauf hatte sich ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 8 nm gebildet. Da der N- Gehalt in der Oberfläche des Lagers jedoch nur 0,02% betrug und die Summe der C- und N-Gehalte 0,45% oder weniger betrug, wies der Passivierungsfilm eine verminderte Festigkeit auf. Der Passivierungsfilm, der vor dem Test vorgelegen hatte, war somit nach dem Test zerbrochen. Dann wurde in dem Lager die Anwesenheit eines Films mit einem XPS-Analysator bestätigt. Als Ergebnis wurde gefunden, daß ein Passi vierungsfilm mit einer Dicke von 5 nm oder weniger an einigen Stellen festzustellen war und daß an anderen Stellen kein Passivierungsfilm festgestellt wurde. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 4 trat daher ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 304 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 5 wies eine Härte HRC von bis zu 60 auf und es wies einen darauf gebildeten Passivierungsfilm einer Dicke von 5 nm auf und enthielt C und N in einer Gesamtmenge von 0,55%. Da jedoch das Lager des Vergleichsbeispiels 5 keinen eingearbeiten N enthielt, wies es eine verschlechterte Abriebsbeständigkeit auf und es wurde somit ein Brechen des Passivierungsfilms nach dem Test festgestellt. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 5 trat somit ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 238 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 6 wies eine Härte HRC von bis zu 61 auf und es wies einen darauf gebildeten Passivierungsfilm mit einer Dicke von 51 nm auf und enthielt C und N in einer Gesamtmenge von 0,57%, was zeigt, daß der Passivierungsfilm eine ausreichende Festigkeit hatte. Da jedoch das Lager des Vergleichsbeispiels 6 Cr in einer Menge von 22,5% enthielt, wies es eutektische Carbid-Teilchen mit einem Durchmesser von bis zu 24 µm auf, die sich darauf abgeschieden hatten, und es trat somit ein an der Oberfläche beginnendes Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 224 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 7 wies eine Härte HRC von 57 auf und es wies eutek tische Carbid-Teilchen mit einem Durchmesser von 3 µm oder weniger auf, die sich ausgeschieden hatten, und es enthielt C und N in einer ausreichenden Gesamtmenge von 0,46%. Da jedoch das Lager des Vergleichsbeispiels 7 einen Cr-Gehalt von nur 7,3% aufwies, enthielt es einen darauf gebildeten Passivierungsfilm mit einer Dicke von nur 2 nm. Der resultierende Effekt der Adsorption von Wasserstoffatomen durch den Passivierungsfilm war daher vermindert. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 7 trat ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀- Lebensdauer betrug 157 h.

Das Lager des Vergleichsbeispiels 8 wurde aus SUS440C hergestellt und es hatte eine Oberflächenhärte HRC von 62. Da jedoch das Lager des Vergleichsbeispiels 8 einen Cr- Gehalt von 1,08% aufwies und kein N enthielt, wies der resultierende Passivierungs film eine verminderte Festigkeit auf. Da das Lager des Vergleichsbeispiels 8 eutektische Carbid-Teilchen mit einem Durchmesser von 15 µm darauf abgeschieden enthielt, hatte der resultierende Passivierungsfilm eine Dicke von durchschnittlich 3 nm. Dann wurde das Lager des Vergleichsbeispiels 8 untersucht im Hinblick auf den Zustand der Lauf ring-Oberflächen nach dem Test. Als Ergebnis wurde gefunden, daß der Passivierungs film mit fortschreitendem Oberflächenkontakt vollständig verschwand. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 8 trat daher ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 298 h.

Die vorstehende Ausführungsform der Erfindung wurde beschrieben unter Bezugnahme auf den Fall, daß sowohl der äußere Laufring als auch der innere Laufring aus erfin dungsgemäßem Material hergestellt waren. Wenn man jedoch die Kosten berücksichtigt, ist es bevorzugt, daß nur der äußere Laufring, bei dem häufig ein Abblättern auftritt, aus dem erfindungsgemäßen Material hergestellt wird, während der innere Laufring und die Wälzkörper aus üblichem Lagerstahl hergestellt werden.

Unter den Umständen, unter denen ein Pilot-Druck auf das Lager einwirkt, so daß die Wälzkörper unter einem Kontaktwinkel sich auf einer Achse drehen, ist es bevorzugt, daß mindestens die Wälzkörper aus dem erfindungsgemäßen Material hergestellt wer den, wenn die Wälzkörper eine kürzere Lebensdauer aufweisen als die inneren und äu ßeren Laufringe, weil sie nur entlang eines Bandes laufen und somit leicht rotieren kön nen.

Die zweite Ausführungsform der Erfindung wird nachstehend näher beschrieben.

Zur Durchführung des Lebensdauertests mit den Wälzlagern der Beispiele 1 bis 13 und der Vergleichsbeispiele 11 bis 13 wurden die inneren und äußeren Laufringe aus den in der Tabelle 3 angegebenen Materialien hergestellt.

Tabelle 3

Für die Lager-Laufringe außer denjenigen des Vergleichsbeispiels 11 wurden die Mate rialien jeweils einer üblichen Wärmebehandlung unterzogen, d. h. bei einer Temperatur von 1000 bis 1150°C gehärtet, einer Subzero-Behandlung (einer Behandlung bei einer Temperatur unter 0°C) unterworfen und danach bei einer Temperatur von 160°C an gelassen. Für den Lager-Laufring des Vergleichsbeispiels 11 wurde das Material, bei dem es sich um SUJ2 handelte bei einer Temperatur von 850°C gehärtet und dann bei einer Temperatur von 180°C angelassen zur Erzielung einer Oberflächenhärte HRC von 58 bis 64, einer Oberflächenrauheit Ra von 0,01 bis 0,04 und eines Restaustenit- Gehaltes (γR) von 6 bis 12%.

Für alle Wälzkörper der Beispiele 11 bis 13 und der Vergleichsbeispiele 11 bis 13 wurde SUJ2 verwendet. Im einzelnen wurde das Material einer Wärmebehandlung unterzo gen, d. h. bei einer Temperatur von 850°C gehärtet, in Öl abgeschreckt und anschlie ßend bei einer Temperatur von 160°C angelassen zur Erzielung einer Oberflächenhärte HRC von 61, einer Oberflächenrauheit Ra von 0,003 bis 0,010 µm und eines Restaustenit-Gehaltes (γR) von 10% oder weniger.

Als Füllungs-Schmierfette wurden die in der Tabelle 4 angegebenen Schmierfette A bis E verwendet. Zum Vergleich der Eigenschaften enthielten diese Fette jeweils als Additive ein Verdickungsmittel und einen Oxidationsinhibitor, die in einer Menge von 20% bzw. 2% eingearbeitet waren. Die Beschickungsmenge des Schmierfettes betrug 40 Vol.-% des Hohlraums in dem Lager. Durch vorheriges Festlegen der Viskosität des Grundöls, wie in der Tabelle 4 angegeben, auf 20 mm²/s bei 100°C kann das Antriebs- Drehmoment in vorteilhafter Weise herabgesetzt werden. Durch vorherige Festlegung der Viskosität des Grundöls auf 5 mm²/s oder mehr bei 100°C kann ein Schmiermittelfilm gebildet werden, der es ermöglicht, das Festfressen zu verhindern.

Tabelle 4

Im allgemeinen wird das Grundöl für ein Schmierfett grob unterteilt in zwei Gruppen, d. h. in ein Mineralöl und in ein synthetisches Öl. Das synthetische Öl, das eine ausgezeichne te Wärmebeständigkeit aufweist, weist gute Eigenschaften bei hohen Temperaturen auf. Unter den Umständen, unter denen eine hohe Vibration (hohe Schwingungen) auf das Lager einwirkt, ist jedoch ein Alkyldiphenylether-Öl, das eine Etherbindung aufweist, oder dgl., gegenüber einem synthetischen Kohlenwasserstoff wie Poly-α-olefin oder Polyo lester unter diesen synthetischen Ölen bevorzugt zur Erzielung einer guten Wärmebe ständigkeit und Hydrolysierbarkeit und um die Schmierfett-Struktur wenig anfällig für eine Veränderung zu machen.

Die Ergebnisse des Lebensdauertests mit den Wälzlagern der Beispiele 11 bis 13 und der Vergleichsbeispiele 11 bis 13 werden nachstehend beschrieben.

Als Testvorrichtung wurde eine schnelle Beschleunigungs-Verzögerungs-Tisch- Testvorrichtung verwendet, die mit einer Rotationsgeschwindigkeit betrieben wurde, die zwischen 9000 UpM und 18 000 UpM in einem vorgegebenen Zeitintervall (beispielswei se 9 s) umschaltet. Sowohl für die Beispiele als auch für die Vergleichsbeispiele wurde das Testlager hergestellt aus JIS Modell Nr. 6303. Bezüglich der Belastungs- Bedingungen betrug das Verhältnis P (Belastung)/C (dynamisch bewertete Belastung) 0,10. Zur Durchführung des Lebensdauertests wurden zwei Testarten, d. h. ein Test 1 und ein Test 2, durchgeführt.

Der Test 1 wurde mit sechs Arten von Lagern der Beispiele 11 bis 13 und der Ver gleichsbeispiele 11 bis 13, wie in der Tabelle 3 angegeben durchgeführt mit dem Schmierfett C, das einen Etheröl-Mengenanteil von 50% in einem Grundöl (Esteröl und Etheröl), wie in der Tabelle 4 angegeben, aufwies.

Bezüglich der Testumgebung wurde der Feuchtigkeitsgehalt bei 80°C konstant gehalten und die Temperatur der Atmosphäre als Test-Temperatur wurde bei 100°C konstant gehalten, wobei man annahm, daß die Arbeitsatmosphäre eine hohe Temperatur und ein hoher Feuchtigkeitsgehalt sind. Die berechnete Lebensdauer des Lagers betrug 1350 h. Daher wurde der Lebensdauertest nach 1000 h beendet. Für jedes der Beispiele und der Vergleichsbeispiele wurden 10 Proben getestet (n = 10).

Der Test 2 wurde mit der Lager des Beispiels 11, wie in der Tabelle 3 angegeben, mit den Schmierfetten A bis E, wie in der Tabelle 4 angegeben, durchgeführt. Bezüglich der Testumgebung enthielten die Schmierfette jeweils Wasser, das in einer Menge von 5% eingearbeitet worden war, und die Temperatur der Atmosphäre als Test-Temperatur wurde konstant bei 50°C gehalten. Die berechnete Lebensdauer des Lagers betrug 1350 h. Der Lebensdauer-Test wurde daher nach 1000 h beendet. Für jedes der Bei spiele und der Vergleichsbeispiele wurden 10 Proben getestet (n = 10).

Die Tabelle 5 zeigt die Ergebnisse des Tests 1. Die Dicke des Passivierungsfilms, die in der Tabelle 5 angegeben ist, gibt die durchschnittliche Dicke des Passivierungsfilms an. Wenn eutektische Carbid-Teilchen mit einem größeren Durchmesser ausgeschie den werden, ist die Bildung des Passivierungsfilms gehemmt, so daß dementspre chend die durchschnittliche Dicke des Passivierungsfilms abnimmt.

Tabelle 5

Wie aus der Tabelle 5 ersichtlich, wiesen die Lager der Beispiele 11 bis 13 eine Oberflä chenhärte HRC von bis zu 64, 61 bzw. 58 auf und sie enthielten ausgeschiedene eutek tische Carbid-Teilchen mit einem Durchmesser von 2 µm oder weniger und sie wiesen einen darauf gebildeten Passivierungsfilms in einer einheitlichen Dicke von 35 nm, 25 nm bzw. 20 nm auf. Nach dem Lebensdauertest wurden diese Lager untersucht im Hin blick auf den Zustand der Laufring-Oberfläche. Als Ergebnis wurde gefunden, daß diese Lager gute Zustände aufwiesen und daß kein Abblättern (Ausbrechen) auf dem äußeren Laufring auftrat.

Andererseits wurde bei dem Vergleichsbeispiel 11 ein Test mit üblichem SUJ2 durchge führt. Das Lager des Vergleichsbeispiels 11 wies eine Oberflächenhärte HRC von 62 auf. Da das Lager des Vergleichsbeispiels 11 einen darauf gebildeten Passivierungs film einer Dicke von nur 1 nm aufwies, trat bei ihm jedoch ein Abblättern (Ausbrechen) auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 71 h. Das Lager des Vergleichsbeispiels 12 wies eine große Menge von groben eutektischen Carbid-Teilchen mit einer Größe von 22 µm oder mehr auf, die auf der Laufring-Oberfläche gebildet wurden. Deshalb wurde kein einheitlicher Passivierungs film gebildet. Die Bereiche, in denen ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 µm oder mehr vorlag, und die Bereiche, in denen ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 µm oder mehr nicht vorlag, waren gemischt. Die durchschnittliche Dicke des Passivie rungsfilms betrug somit 4 nm. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 11 trat daher ein Abblättern (Ausbrechen) auf, beginnend mit einem Weißwerden der Struktur und begin nend mit einem Abblättern der Oberfläche, ausgehend von dem eutektischen Carbid auf dem äußeren Laufring, in einem Verhältnis von 10/10 und die L₁₀-Lebensdauer betrug 101 h. Das Lager des Vergleichsbeispiels 13 wies ausgeschiedene eutektische Carbid- Teilchen mit einem Durchmesser von 4 µm oder weniger auf. Das Lager des Vergleichs beispiels 13 wies jedoch einen niedrigen Cr-Gehalt auf und der darauf gebildete Film hatte eine Dicke von 3 nm. Wenn das Lager einem Test unter hohen Temperatur- und Feuchtigkeits-Bedingungen unterworfen wurde, wurde das Innere des Lagers durch Wasser kontaminiert, das durch Tau-Kondensation gebildet wurde, wodurch die Erzie lung einer Schmierwirkung erschwert wurde. Als Folge davon trat bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 13 ein Abblättern (Ausbrechen) auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 10/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 68 h.

Die Ergebnisse des Tests 2 sind in der Tabelle 6 angegeben.

Tabelle 6

Wie aus der Tabelle 6 ersichtlich, wurden die Tests mit den Beispielen 11A und 11B mit einem Schmierfett durchgeführt, das ein Etheröl und ein eingearbeitetes Verdickungsmit tel auf Harnstoffbasis jeweils in einer Menge von 100% bzw. 70% enthielt. Deshalb war selbst dann, wenn mit einem Schmierfett gemischt mit 5% Wasser geschmiert wurde, der Metallkontakt der Laufring-Oberfläche bei den Wälzkörpern geringer, wodurch die Zerstörung des Passivierungsfilms auf den Lager-Laufringen verhindert wurde. Die Lager der Beispiele 11A und 11B wurden untersucht und sie wiesen nach dem Test gute Laufring-Zustände auf und es trat selbst nach 1000-stündigem Lebensdauer-Test kein Abblättern (Ausbrechen) auf dem äußeren Laufring auf.

In dem Beispiel 11C wurde ein Test mit einem Schmierfett durchgeführt, das ein Verdi ckungsmittel auf Harnstoffbasis, enthaltend 50% eines eingearbeiteten Etheröls umfaß te. Deshalb trat beim Schmieren mit einem Schmierfett gemischt mit 5% Wasser leicht ein Metallkontakt auf. Daher trat bei dem Lager des Beispiels 11C ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 2/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 912 h und war somit doppelt so lang wie diejenige der Vergleichsbeispiele 11D und 11E, die weiter unten beschrieben werden.

Andererseits wurde mit dem Vergleichsbeispiel 11D ein Test durchgeführt mit einem Schmierfett, das ein Verdickungsmittel auf Harnstoffbasis, enthaltend 40% eines ein gearbeiten Etheröls, umfaßte. Beim Schmieren mit einem Schmierfett gemischt mit 5% Wasser trat daher häufig ein lokaler metallischer Kontakt auf, wodurch die Rauheit der Laufring-Oberfläche in der Nähe der maximalen Belastungszone auf Ra = 0,09 µm her abgesetzt wurde. Als Folge davon wurde festgestellt, daß der Passivierungsfilm mit einer Dicke von 35 nm lokal zerstört wurde. Bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 11D trat daher ein Abblättern auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 2/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 453 h.

Mit dem Vergleichsbeispiel 11E wurde ein Test durchgeführt mit einem Schmierfett, das ein Verdickungsmittel auf Lithiumseifen-Basis, enthaltend 50% eines eingearbeiteten Etheröls, umfaßte. Bei hohen Vibrations-Bedingungen (Schwingungs-Bedingungen) wies dieses Schmierfett daher einen geringeren Dämpfungseffekt auf als das Schmierfett, das ein Verdickungsmittel auf Harnstoffbasis enthielt. Dies ist darauf zurückzuführen, daß die Kristallstruktur der Lithiumseife einer Phasenumwandlung unterliegt, die zu einem Weichwerden bei hohen Vibrations-Bedingungen (Schwingungs-Bedingungen) führt. Daher kann selbst dann, wenn das Schmierfett als Grundöl ein eingearbeitetes Etheröl in einer ausreichenden Menge von 50% enthält, leicht ein Metallkontakt auftreten, der be wirkt, daß das Wasser, welches das Fett in einer Menge von 5% verunreinigt, sich zu Wasserstoff zersetzt, der dann von der Laufring-Oberfläche adsorbiert wird und somit in den Positionen der maximalen Scherbeanspruchung sich leicht anreichern kann. Als Folge davon trat bei dem Lager des Vergleichsbeispiels 11E trotz der Passivierungs filmdicke von 35 nm ein Abblättern (Ausbrechen) auf dem äußeren Laufring in einem Verhältnis von 3/10 auf und die L₁₀-Lebensdauer betrug 435 h, welche die kürzeste ist unter den Lagern der Beispiele und Vergleichsbeispiele.

Die obengenannte Ausführungsform der Erfindung wurde beschrieben unter Bezugnah me auf den Fall, daß sowohl der innere Laufring als auch der äußere Laufring aus dem erfindungsgemäßen Material hergestellt wurden. Wenn man jedoch die Kosten berück sichtigt, so ist es bevorzugt, daß nur der äußere Laufring, bei dem ein Abblättern häufig auftritt, aus dem erfindungsgemäßen Material hergestellt wird, während der innere Lauf ring und die Wälzkörper aus gewöhnlichem Lagerstahl hergestellt werden.

Durch Eintauchen des aus dem Material gemäß dem Anspruch der Erfindung hergestell ten Lagers in eine Salpetersäurelösung, so daß es behandelt ist, kann ein Passivie rungsfilm darauf in einer Dicke von 100 bis 2000 nm gebildet werden, wodurch die Her stellung eines Lagers mit einer noch längeren Lebensdauer möglich wird.

Die obengenannte Ausführungsform der Erfindung wurde beschrieben unter Bezugnah me auf den Fall, daß ein Kugellager getestet wird. Die vorliegende Erfindung kann aber einen noch besseren Effekt haben auf ein Wälzlager und ein Nadellager, die eine größe re Rauheit der Oberfläche des Laufringes aufweisen und damit ein schlechteres Vermö gen zur Bildung eines Schmiermittelfilms als ein Kugellager haben, weil dadurch die Schwierigkeit gelöst werden kann, die auftritt in bezug auf die Bildung eines Schmiermit telfilms, wenn leicht ein Schlupfen (Rutschen), beispielsweise ein Schräglauten, auftre ten kann.

Wie aus der vorstehenden Beschreibung hervorgeht, ermöglicht es die vorliegende Er findung, einen einheitlichen Passivierungsfilm mit einer ausgezeichneten Abriebsbe ständigkeit auf der Laufring-Oberfläche zu bilden, der den Effekt hat, ein frühzeitiges Ab blättern (Ausbrechen) selbst unter strengen Bedingungen, beispielsweise unter hohen Temperatur- und Vibrations-Bedingungen und bei Verunreinigung mit Wasser ausrei chend zu verhindern und damit die Lebensdauer des Wälzlagers drastisch zu verlän gern.

In diesem Fall kann durch Auffüllen des Lagerhohlraums mit einem Schmierfett auf Harnstoffbasis, das aus einem synthetischen Öl hergestellt ist und als Grundöl ein Ether öl in einer Menge von 50% oder mehr eingearbeitet enthält, das Lager auch unter ho hen Vibrations-Bedingungen ausreichend schmierfähig gehalten werden, wodurch es möglich ist, die Zersetzung des Wassers in dem Schmierfett zu verhindern und einen hohen Dämpfungseffekt zu erzielen. Der Passivierungsfilm auf der Laufring-Oberfläche kann ausreichend geschützt werden, wodurch es möglich ist, die Wälzlebensdauer wei ter zu verlängern.

Claims

1. Wälzlager mit
einem feststehenden Laufring,
einem rotierenden Laufring und
einer Mehrzahl dazwischen angeordneter Wälzkörper,
wobei wenigstens der feststehende Laufring aus einem Stahl hergestellt ist, der
0,35 bis 0,55 Gew.-% C,
11,0 bis 17,0 Gew.-% Cr,
0,05 bis 0,2 Gew.-% N,
wahlweise wenigstens einen Vertreter aus der Gruppe 3,0 Gew.-% oder we niger Mo und 2,0 Gew.-% oder weniger V und als Rest Fe und übliche Verunreinigungen enthält,
wobei die Summe der C- und N-Gehalte 0,45 bis 0,65 Gew.-% oder weniger und die Oberflächenhärte wenigstens der Lauffläche des Laufringes HRC 57 oder mehr nach Vergüten beträgt, wobei
eutektische Carbide mit einem Durchmesser von höchstens 10 µm zumin dest in der Lauffläche des Laufringes gebildet sind und
ein Passivierungsfilm mit einer Dicke von 5 bis 100 nm auf der Lauffläche des Laufringes vorgesehen ist.

2. Wälzlager nach Anspruch 1, wobei der Cr-Gehalt 11,0 bis 14,0 Gew.-% beträgt.

3. Wälzlager nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Gehalt an Restaustenit zumindest in der Laufring-Oberfläche 10% oder weniger beträgt.

4. Wälzlager nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei feine Sekundär carbide mit einer Größe von 50 bis 300 nm in der Lauffläche des Laufringes gleichmäßig verteilt sind.

5. Wälzlager nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei ein Hohlraum im Lager mit einem Schmierfett gefüllt ist, das aus einem synthetischen Öl herge stellt ist, das 50% oder mehr Etheröl als Grundöl und ein Verdickungsmittel auf Harnstoffbasis umfasst.

6. Wälzlager nach Anspruch 5, wobei die Viskosität des genannten Grundöls bei 100°C 5 bis 20 m²/s beträgt.