DE10024538B4

DE10024538B4 - Wälzlager

Info

Publication number: DE10024538B4
Application number: DE10024538A
Authority: DE
Inventors: Hiromichi Fujisawa Takemura; Yasuo Fujisawa Murakami
Original assignee: NSK Ltd
Current assignee: NSK Ltd
Priority date: 1999-05-20
Filing date: 2000-05-18
Publication date: 2004-10-28
Anticipated expiration: 2020-05-19
Also published as: JP2000328203A; DE10024538A1; JP4441947B2; US6565677B1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Wälzlager, das Laufringe und Wälzkörper umfaßt, wobei mindestens der Laufring enthält: 0,60 bis 0,95 Gew.-% C; 10,0 bis 13,0 Gew.-% Cr und mindestens einen Vertreter aus der Gruppe 0,5 bis 2,0 Gew.-% Mo und 0,5 bis 2,0 Gew.-% V, wobei der Rest aus Fe besteht. Die Oberflächenhärte einer Laufbahn-Oberfläche des Laufringes beträgt nicht weniger als HRC 58 und die Laufbahn-Oberfläche des Laufringes weist einen passiven Film einer Dicke von 5 bis 100 nm auf.

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Wälzlager mit den Merkmalen des Oberbegriffs des einzigen Anspruchs. Ein Wälzlager dieser Gattung ist aus der US 5,860,749 A bekannt. Ein solches Wälzlager kommt zum Einsatz beispielsweise in einem Motorzusatzgerät (Drehstromlichtmaschine, Kompressor, Wasserpumpe und dgl.) für ein Getriebe oder einem stufenlos variablen Getriebe (Toroidgetriebe oder Umschlingungsgetriebe) in einem Fahrzeug, einer landwirtschaftlichen Maschine, einer Baumaschine, einer Stahlherstellungsmaschine oder dgl., und in einer Umgebung, in der Fremdstoffe, beispielsweise Metallpartikel oder Schmutz, so zugemischt sind, daß die Schmierbedingungen beeinträchtigt sein können.

Im Stand der Technik wird ein unlegierter Chromlagerstahl, wie er in JIS vorgeschrieben ist, insbesondere SUJ2, allgemein als Material für Wälzlager verwendet. Dieser Stahl wird gehärtet und angelassen, so daß die Oberflächenhärte HRC (Rockwell-Härte) etwa 62 und die Restaustenit-Menge etwa 10 Gew.-% beträgt.

In einem solchen Wälzlager ist jedoch dann, wenn Fremdstoffe dem Schmieröl für das Lager zugemischt werden, die Wälzlebensdauer desselben beträchtlich verkürzt, verglichen mit dem Fall, daß ein sauberes Schmieröl verwendet wird. Dem Schmieröl sind Metallabfälle, Späne, Grate, Spülungsabfälle, schmutziges Wasser und dgl. zugemischt. In einer solchen Umgebung rufen bei Verwendung eines Wälzlagers, dem diese Fremdstoffe zugemischt sind, die Fremdstoffe eine Kerbenbildung oder Rostbildung auf den Bahnoberflächen der Laufringe und den Wälzkörpern des Wälzlagers hervor und es tritt ein Abblättern als Folge der Kerbenbildung oder Rostbildung auf, so daß die Lebensdauer des Wälzlagers extrem verkürzt wird.

Es sei darauf hingewiesen, daß die Lebensdauer des Wälzlagers auf etwa 1/8 derjenigen verkürzt wird, die erzielt wird, wenn sauberes Schmieröl verwendet wird, in Abhängigkeit von der Menge, der Härte und Größe der Fremdstoffe, wie in "Foreign-Matter Mixing Conditions and Rolling Fatigue Life" in "NSK Technical Journal", Nr. 655, Seiten 17–24, 1993, als experimentelle Untersuchungen über diese Umstände beschrieben. Dies bedeutet, daß das Phänomen auftritt, daß die Bahnoberfläche eines Lagers durch das Eindringen von Fremdstoffen und die Wälzermüdung beeinflußt wird, so daß sehr kleine Kerben in einem Bereich in der Größenordnung von μm bis zur Größenordnung von 100 μm oder mehr in der Bahnoberfläche gebildet werden und ein Abblättern auftritt als Folge der Kerbenbildung, wodurch die Wälzlebensdauer herabgesetzt wird, wie das Pitching zeigt, das in Zwischengetrieben in einem Fahrzeug zu erkennen ist.

Als Maßnahme zur Verlängerung der Lebensdauer, wenn solche Fremdstoffe zugemischt sind, ist vorgesehen, die Oberflächenhärte des Lagers zu verbessern.

Als ein Beispiel des Standes der Technik für eine solche Maßnahme ("Metal Handbook", herausgegeben von The Japan Institute of Metals, revidierte dritte Auflage, Seiten 780–797), wird ein Lager hergestellt unter Verwendung von ausscheidungsgehärtetem Werkzeugstahl (SKH oder SKD), dem ein oxidbildendes Element zugesetzt worden ist, so daß eine große Menge an Carbiden ausgeschieden wird (nachstehend wird dieses Beispiel des Standes der Technik als "Stand der Technik-Verfahren 1" bezeichnet).

Es gibt auch noch andere Maßnahmen, um die Lebensdauer zu verlängern, d.h. das Verfahren der geprüften japanischen Patentpublikation Nr. Hei.6-11899 (nachstehend als "Stand der Technik-Verfahren 2" bezeichnet), das Verfahren der geprüften japanischen Patentpublikation Nr. Hei.3-173747 (nachstand als "Stand der Technik-Verfahren 3" bezeichnet) und das Verfahren der geprüften japanischen Patentpublikation Nr. Hei.7-110988 (nachstand als Stand der Technik-Verfahren 4" bezeichnet).

Nach dem Stand der Technik-Verfahren 2 wird ein Material, bestehend aus 0,4 bis 0,8 Gew.-% C, 4,0 bis 8,0 Gew.-% Cr, 0,3 bis 1,2 Gew.-% Si, 1,0 Gew.-% oder weniger Mn und als Rest Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen, einer Carburierungs- oder Carbonitrierungs-Behandlung unterzogen, um so einen Lagerstahl mit hohem Chromgehalt herzustellen, der eine lange Lebensdauer und ausgezeichnete Wälzermüdungs-Eigenschaften auch in einer Umgebung aufweist, in der Fremdstoffe dem Schmieröl für das Wälzlager zugemischt sind.

Das Stand der Technik-Verfahren 3 beschreibt ein mit Fett gefülltes Lager, das aus einem unlegierten rostfreien Stahl besteht, der Cr in einem Bereich von 13 bis 18 Gew.-% enthält, wobei mindestens ein feststehender Laufring aus einem martensitischen rostfreien Stahl besteht.

Außerdem wird nach dem Stand der Technik-Verfahren 4 mindestens ein Vertreter aus der Gruppe der Laufringe und Wälzkörper aus einem Legierungsstahl hergestellt, der mindestens C und Cr in einem Bereich von 0,3 bis 0,6 Gew.-% bzw. in einem Bereich von 3,0 bis 14 Gew.-% enthält und einen Oberflächenschichtabschnitt aufweist, der durch Carburierung oder Carbonitrierung und weitere thermische Härtung gebildet worden ist. Außerdem liegt die Menge an feinem Carbid in einem Oberflächenschichtabschnitt mindestens eines Vertreters aus der Gruppe der Laufringe und der Wälzkörper in einem Bereich von 20 bis 50 Vol.-%. Die Menge an Restaustenit in dem Oberflächenschichtabschnitt liegt in einem Bereich von 10 bis 25 Vol.-%.

Bei dem Stand der Technik-Verfahren 1 wird der Vorteil erzielt, daß die Härte der Wälzoberfläche so hoch ist, daß auf der Wälzoberfläche durch die Fremdstoffe in dem Schmieröl kaum eine Kerbenbildung auftritt. Andererseits wird das ausgeschiedene Carbid voluminös je nach Gehalt an carbidbildenden Legierungselementen. Es besteht daher die Gefahr, daß um das Carbid herum Spannungen entstehen und daß ein Abblättern auftritt an dem Abschnitt mit den konzentrierten Spannungen, so daß die Lebensdauer verkürzt wird.

Darüber hinaus ist in dem Stand der Technik-Verfahren 2 eine teure Wärmebehandlung, beispielsweise eine Carburierungs- oder Carbonitrierungs-Behandlung, erforderlich, so daß die Kosten steigen. Da Cr nur in einem Bereich von 4,0 bis 8,0 Gew.-% darin enthalten ist, wird außerdem ein passiver Film nur auf einer Dicke von etwa einigen μm auf der Laufring-Oberfläche gebildet, wenn schmutziges Wasser zugemischt wird. Als Folge davon kann man davon ausgehen, daß der passive Film durch die Kerbenbildung zerbrochen wird infolge des Druckes durch die Fremdstoffe oder daß Rost gebildet wird, der Lochfraß verursacht. Ein zufriedenstellender Effekt kann daher nicht erwartet werden.

Bei dem Stand der Technik-Verfahren 3 wird ferner 13Cr-0,7% C-Stahl SUS440A, 18Cr-1% C-Stahl SUS440C oder 13Cr-0,3% C-Stahl SUS420J2, der jeweils eine gehärtete (angelassene) martensitische Struktur aufweist, als martensitischer rostfreier Stahl verwendet, so daß die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung durch einen passiven Film verbessert wird. SUS420J2, der eine Oberflächenhärte HRC von 52 aufweist, ist jedoch nicht ausreichend in bezug auf die Wälzermüdung. Außerdem enthalten SUS440A und SUS420J2 keinen Zusatz an V oder Mo zur Bildung von feinem Carbid und es ist unvermeidlich, daß das voluminöse eutektische Carbid, dessen Größe mehr als 10 μm beträgt, auf der Wälzoberfläche ausgeschieden wird. Außerdem tritt nicht nur das Problem auf, daß in der Wälzoberfläche ein Abblättern auftritt, sondern auch das Problem, daß der passive Film leicht zerbrochen wird, so daß die Beständigkeit gegen Korrosion abnimmt und außerdem die Bearbeitbarkeit bei der Herstellung von Lagern ebenfalls beeinträchtigt (verschlechtert) wird.

Da bei dem verwandten Stand der Technik 4 eine teure Wärmebehandlung, z.B. eine Carburierung oder Carbonitrierung, erforderlich ist, ist daher eine weitere Verbesserung erwünscht.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Wälzlager zur Verfügung zu stellen, bei dem auf einem Laufring ein fester passiver Film gebildet wird, so daß das Abblättern in den Anfangsstufen ausreichend verhindert und die Lagerlebensdauer in einem großen Umfang verlängert wird, selbst unter schlechten Schmierbedingungen, bei denen Fremdstoffe oder schmutziges Wasser zugemischt sind.

Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch den Gegenstand des einzigen Anspruchs gelöst.

Die Erfinder haben verschiedene Untersuchungen über Wälzlager durchgeführt, die gegen Fremdstoffe und Wasser beständig sind und eine lange Lebensdauer unter den Bedingungen aufweisen, daß Spannungen auf die Wälzlager einwirken. Als Folge davon haben die Erfinder verschiedene Erkenntnisse gewonnen über die Beziehung zwischen den Gehalten an den jeweiligen Elementen und jeweils der Oberflächenhärte, der Korrosionsbeständigkeit, der Anlassbeständigkeit und der Passivschicht des Laufringes.

Nachstehend wird die Wirkung der erfindungsgemäß verwendeten Elemente, die kritische Bedeutung ihrer Gehalte und dgl. näher beschrieben.

C (Kohlenstoff) ist ein Element, um einem Wälzlager die erforderliche Oberflächenhärte zu verleihen. 0,6 Gew.-% oder mehr C sind unerläßlich, um eine Oberflächenhärte HRC von 58 oder mehr zu erzielen. Andererseits wird dann, wenn der C-Gehalt mehr als 0,95 Gew.-% beträgt, die Matrix in Martensit umgewandelt, so daß die Härte nach dem Härten und Anlassen verbessert ist. Vom Standpunkt der Korrosionsbeständigkeit aus betrachtet ist es jedoch um so besser, je geringer der C-Gehalt ist. Dies ist deshalb so, weil Cr ein voluminöses eutektisches Carbid bei der Herstellung von Stahl bildet, wenn eine große Menge C zugegeben wird. Als Folge davon ist die Cr-Dichte in der Matrix unzureichend, so daß keine ausreichende Korrosionsbeständigkeit erzielt werden kann und die Wälzlebensdauer oder Zähigkeit vermindert ist. Insbesondere ist es bevorzugt, daß der C-Gehalt in einem Bereich von 0,60 bis 0,95 Gew.-% liegt.

Cr (Chrom) ist das wirksamste Element, um einem Stahl Korrosionsbeständigkeit zu verleihen. Wenn 10,0 Gew.-% oder mehr Cr darin enthalten sind, wird eine gute Korrosionsbeständigkeit erhalten und es wird eine Passivschicht mit einer Dicke von 5 nm oder mehr gebildet. Andererseits wird die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessert, wenn der Cr-Gehalt mehr als 13 Gew.-% beträgt. Wenn jedoch Cr über den notwendigen Gehalt hinaus zugegeben wird, wird δ-Ferrit gebildet, wodurch der Stahl leicht versprödet. Als Folge davon wird die Zähigkeit vermindert und die Bearbeitbarkeit wird stark herabgesetzt. Um eine feste Passivschicht mit einer Dicke in dem Bereich von 5 bis 100 nm zu bilden, ist es ausreichend, den oberen Grenzwert für den Cr-Gehalt auf 13 Gew.-% festzulegen. Es ist daher bevorzugt, daß der Cr-Gehalt in einem Bereich von 10,0 bis 13,0 Gew.-% liegt.

Mo (Molybdän) ist ein Element, das bewirkt, dass die Härtbarkeit, die Anlassbeständigkeit, die Korrosionsbeständigkeit stark erhöht und eine Gefügeverformung, hervorgerufen durch eine Wälzermüdung, hinausgezögert werden. Wenn der Mo-Gehalt weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, sind die Effekte nicht ausreichend. Um feines Mo-Carbid zu dispergieren, dessen Größe in einem Bereich von 50 bis 300 nm liegt, sind 0,5 Gew.-% oder mehr Mo erforderlich. Wenn jedoch eine übermäßige Menge an Mo zugegeben wird, nehmen die Zähigkeit und die Bearbeitbarkeit ab. Es ist deshalb bevorzugt, daß der obere Grenzwert für den Mo-Gehalt auf 2,0 Gew.-% festgelegt wird und der Mo-Gehalt liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-%.

V (Vanadin) ist ein Element zur Bildung von feinem Carbid und feinem Nitrid. V hat nicht nur die Wirkung, die Bildung von Cr-Carbid und -Nitrid zu beschränken (zu verhindern), sondern auch die Wirkung, die Härte zu erhöhen als Folge einer Sekundärausscheidung in einem Anlaßverfahren bei 400 bis 550°C, so daß es die Wirkung hat, die Festigkeit stark zu verbessern. Außerdem sind 0,5 Gew.-% oder mehr V erforderlich, um feines V-Carbid einer Größe in dem Bereich von 50 bis 300 nm zu dispergieren und auszuscheiden, so daß die Bildung von voluminösem Carbid mit einer Größe von 10 μm oder mehr verhindert wird. Unter Berücksichtigung der Kosten und der Bearbeitbarkeit ist es bevorzugt, daß der obere Grenzwert des V-Gehaltes auf 2,0 festgelegt wird, und der V-Gehalt liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-%.

Andererseits ist Si (Silicium) ein Element, das die Hinauszögerung einer Strukturverformung, die Härtbarkeit und die Beständigkeit gegen Anlaß-Enthärten verbessert. Wenn der Si-Gehalt weniger als 0,2 Gew.-% beträgt, ist der Effekt unzureichend. Wenn der Si-Gehalt mehr als 1,5 Gew.-% beträgt, wird die Bearbeitbarkeit stark verschlechtert (beeinträchtigt). Es ist daher insbesondere bevorzugt, daß der Si-Gehalt in einem Bereich von 0,2 bis 1,5 Gew.-% liegt.

Mn (Mangan) ist ein Element, das als Desoxidationsmittel bei der Stahlherstellung erforderlich ist. Es sind 0,2 Gew.-% oder mehr Mn erforderlich. Wenn jedoch eine große Menge Mn zugegeben wird, werden die Schmiedbarkeit und die maschinelle bzw. spanabhebende Bearbeitbarkeit stark beeinträchtigt (verschlechtert) und Mn liegt zusammen mit Verunreinigungen wie S, P und dgl. vor, so daß es die Korrosionsbeständigkeit herabsetzt. Es ist daher bevorzugt, daß der obere Grenzwert für den Mn-Gehalt auf 1,0 Gew.-% festgelegt wird, und vorzugsweise liegt der Mn-Gehalt in einem Bereich von 0,2 bis 1,0 Gew.-%.

Es ist außerdem bevorzugt, daß der Gehalt an O (Sauerstoff) nicht mehr als 10 ppm beträgt, weil sonst Oxideinschlüsse gebildet werden, welche die Wälzlebensdauer beschränken. Der jeweilige Gehalt an S (Schwefel) und P (Phosphor) liegt vorzugsweise in einem Bereich von nicht mehr als 0,02 Gew.-%.

Wenn beispielsweise ein Laufring erhitzt und gehärtet wird bei 1000 bis 1200°C und dann bei einer hohen Temperatur (400 bis 550°C) angelassen (getempert) wird, wird auf dem Laufring feines Mo/V-Carbid ausgeschieden und die Bildung eines voluminösen eutektischen Carbids wird verhindert, so daß eine feste Passivschicht gebildet wird. Wenn jedoch der Laufring bei einer niedrigen Temperatur (180 bis 220°C) angelassen wird, wird kein voluminöses, eutektisches Carbid gebildet und es wird eine feste Passivschicht gebildet.

Wenn andererseits auf dem Laufring ein voluminöses eutektisches Carbid der Größe von 10 μm oder mehr gebildet wird, entstehen Abschnitte, auf denen eine Passivschicht gebildet wird, und Abschnitte, auf denen keine Passivschicht gebildet wird. Als Folge davon tritt ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes oder als Folge des eutektischen Carbids auf. Wenn jedoch die Bildung eines eutektischen Carbids in einer Größe, die mehr als 10 μm beträgt, auf dem Laufring bei der Wärmebehandlung verhindert wird, wie im Falle der vorliegenden Erfindung, wird auf dem Laufring gleichmäßig eine Passivschicht gebildet, so daß die Lebensdauer (Gebrauchsdauer) verlängert wird.

1 zeigt die Darstellung einer Probenschenkel-Lebensdauer-Testvorrichtung.
Nachstehend wird die Erfindung beispielsweise näher beschrieben.
Die Tabellen 1 und 2 geben die chemischen Komponenten von Proben an, die in den erfindungsgemäßen Beispielen und Vergleichsbeispielen verwendet wurden. Tabelle 1
Die Werte für die jeweiligen chemischen Komponenten in der Tabelle 1 sind in Gew.-% angegeben. Außerdem bezeichnet Sp. 1 bis 6 die Proben-Nummern in dem erfindungsgemäßen Beispiel. Tabelle 2
Die Werte für die jeweiligen chemischen Komponenten in der Tabelle 2 sind in Gew.-% angegeben. Außerdem bezeichnen Sp. 1 bis 8 die Proben-Nummern in dem Vergleichsbeispiel.
Um die Lebensdauern in dem erfindungsgemäßen Beispiel und in dem Vergleichsbeispiel zu testen, wurde eine Vielzahl von Wälzlager-Arten hergestellt, die jeweils innere und äußere Laufringe, bestehend aus den in den Tabellen 1 und 2 angegebenen Materialien, aufwiesen. Die Laufringe jedes Wälzlagers wurden einer normalen Wärmebehandlung unterzogen (erhitzt und gehärtet bei 1000 bis 1200°C und dann angelassen bei einer vorgegebenen Temperatur mit oder ohne Behandlung unterhalb 0°C), so daß die Oberflächenhärte HRC 55 bis 65 betrug, die Restaustenitmenge 0,5 bis 15 Gew.-% betrug und die Oberflächenrauheit 0,01 bis 0,04 μmRa betrug. Andererseits wurde SUJ2 zur Herstellung der Wälz körper der jeweiligen Wälzlager sowohl in dem erfindungsgemäßen Beispiel als auch in dem Vergleichsbeispiel verwendet, so daß die Wälzkörper eine Oberflächenhärte HRC von 61 bis 63, eine Abschreck-Austenitmenge von 10 Gew.-% und eine Oberflächenrauheit von 0,0003 bis 0,010 μmRa nach der Wärmebehandlung aufwiesen.
Die nachstehenden Tabellen 3 und 4 zeigen die Ergebnisse des Lebensdauertests, der mit den Wälzlagern des erfindungsgemäßen Beispiels und des Vergleichsbeispiels durchgeführt wurde.
Die Ergebnisse des Lebensdauertests wurden erhalten mit einer Testvorrichtung (Probenschenkel-Lebensdauer-Testvorrichtung) 1, wie sie in 1 dargestellt ist, und mit Rillenkugellagern (Typ 6206) 5, die jeweils einen inneren Laufring 2, einen äußeren Laufring 3 und eine Vielzahl von Wälzkörpern 4 aufwiesen, die als zu testende Wälzlager verwendet wurden. Außerdem betrug die Testbelastung Fr mittels einer Belastungsvorrichtung 6 900 kgf und die Test-Rotationsgeschwindigkeit jedes Rillenkugellagers 5 mittels eines Rotators 7 betrug 3900 UpM. Als Schmieröl wurde Turbinenöl VG68 verwendet.
In der ersten Stufe des Tests wurden 0,005 g eines Pulvers aus rostfreiem Stahl mit einer Teilchengröße von 10 bis 20 μm in 1000 ml des Schmieröls VG68 dispergiert, so daß beispielsweise die Oberfläche des äußeren Laufrings 3 mit anfänglichen Kerben versehen wurde. Dann wurde das Lager 5 gereinigt und nur der innere Laufring 2 und die Wälzkörper 4 wurden gegen neue aus Lagerstahl ausgetauscht. Der äußere Laufring 3 mit den Kerben, der neue innere Laufring 2 und die neuen Wälzkörper 4 wurden miteinander vereinigt. Die auf diese Weise in jedem Beispiel jeweils hergestellten 10 Proben wurden einem Haltbarkeitstest unterworfen, während eine vorgegebene Menge Schmieröl aus einer Schmieröl-Zuführungsleitung 8 zugeführt wurde. Aus der Schmieröl-Zuführungsleitung 8 tropfte Brauch-Wasser in einer Menge von 5 ml/h in einen Öltank 9, in dem das Schmieröl VG68 aufbewahrt wurde, dem kein Fremdstoff zugemischt worden war.
Das aus dem Öltank 9 mittels einer Pumpe 10 angesaugte Schmieröl wurde durch Filter 11 und 12 passiert, bevor es in das Rillenkugellager 5 eingeführt wurde.
Der Test wurde beendet auf der Basis der Beurteilung, ob das Vibrationsniveau das 5-fache des anfänglichen Wertes erreicht hatte. Der Test wurde zu diesem Zeitpunkt abgebrochen und es wurde ein Abblättern festgestellt. Die errechnete Lebensdauer des Lagers zu diesem Zeitpunkt betrug 45 h. Die Zeit bis zur Beendigung des Tests wurde deshalb auf 150 h festgelegt, was etwa dem 3-fachen der berechneten Lebensdauer entsprach. Tabelle 3

γR Restaustenitmenge
150 → Lebensdauer von mehr als 150 h
O kein Abblättern

γR Restaustenitmenge
⦁ am äußeren Laufring trat ein Abblättern bei allen 10 Proben auf
⦁* an den inneren und äußeren Laufringen trat ein Abblättern auf

Wie aus den Ergebnissen des Lebensdauertests in den Tabellen 3 und 4 hervorgeht, war die Lager-Oberflächenhärte HRC hoch und betrug 60, 63 und 61 und die Restaustenitmenge γR war hoch und betrug 12, 10 und 15 Gew.-% jeweils in den erfindungsgemäßen Beispielen 1 bis 3.
Der Grad der Oberflächen-Beschädigung, hervorgerufen durch Fremdstoff-Kerben war deshalb verringert, so daß der passive Film auf der Oberfläche nicht zerbrochen wurde. Außerdem wurde feines Mo/V-Carbid mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 300, 215 und 180 nm ausgeschieden. Als Folge davon wurde die Bildung eines eutektischen Carbids mit einer Größe von mehr als 5 μm verhindert, und es wurde eine gleichmäßige feste Passivschicht von 5, 30 und 15 nm Dicke gebildet. Beim Betrachten jeder Bahnoberfläche nach Beendigung des Tests war der Zustand der Oberfläche ausgezeichnet und in jedem äußeren Laufring wurde kein Abblättern festgestellt, selbst wenn die Testzeit 150 h betrug.
In den erfindungsgemäßen Beispiele 4, 5 und 6 wurde, da die Proben bei einer hohen Temperatur von 400°C oder mehr angelassen worden waren, feines Mo/V-Carbid mit einer durchschnittlichen Teilchengröße, die 130, 50 und 100 nm betrug, nach dem Sekundär-Ausscheidungseffekt ausgeschieden und die Restaustenitmenge γR war niedrig und betrug 0,5, 2,0 bzw. 1,0 Gew.-%. Die Bildung von starken anfänglichen Kerben auf jeder Laufring-Oberfläche wurde jedoch verhindert, so daß die Passivschicht nicht zerbrach. Außerdem wurde eine Passivschicht in einer Dicke von 100, 55 und 70 nm gleichmäßig gebildet. Beim Betrachten jeder Laufbahn-Oberfläche nach Beendigung des Tests war der Zustand der Oberfläche ausgezeichnet und in jedem äußeren Laufring jeder Probe wurde kein Abblättern festgestellt, selbst wenn die Testzeit 150 h betrug.
Andererseits wurde in dem Vergleichsbeispiel 1 der Test mit normalem SUJ2 durchgeführt. Obgleich die Restaustenitmenge γR 7 % betrug und die Oberflächenhärte HRC 62 betrug, wurde die Passivschicht dünn und betrug nur 1 nm, weil der Cr-Gehalt 1,5 % betrug. Deshalb wechseln ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes und ein Abblättern als Folge von Kerben in jeder belasteten Fläche des äußeren Laufringes bei allen 10 Proben einander ab, in denen sich Wasser ansammeln konnte, so daß die L₁₀-Lebensdauer 12 h betrug und somit kürzer war als die errechnete Lebensdauer (45 h).
In den Vergleichsbeispielen 2 und 4 war der Cr-Gehalt hoch und betrug 16,5 Gew.-% bzw. 18 Gew.-%, so daß eine große Menge an voluminösem eutektischem Carbid mit einer Größe von 15 μm oder mehr auf der Laufring-Oberfläche des Lagers in jedem Beispiel gebildet wurde. Als Folge davon wurde keine gleichmäßige Passivschicht gebildet, d.h. Abschnitte mit der Passivschicht mit einer Dicke von nicht mehr als 5 μm und Abschnitte ohne Passivschicht wechselten einander ab, so daß die durchschnittliche Dicke der Passivschicht 3 nm bzw. 2 nm betrug. Ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes und ein Abblättern in der Oberfläche als Folge des eutektischen Carbids traten in jedem äußeren Laufring bei allen 10 Proben in jedem Beispiel auf, so daß die L₁₀-Lebensdauern 13 h bzw. 15 h betrugen.
In dem Vergleichsbeispiel 3 war der Cr-Gehalt hoch und betrug 14,5 Gew.-%, so daß ein eutektisches Carbid mit einer Größe von 10 μm oder mehr gebildet wurde. Als Folge davon betrug die durchschnittliche Dicke des passiven Films 100 nm. Die Passivschicht war jedoch lokal spröde und zerbrach leicht. Die Passiv schicht verblieb somit nicht auf jedem Laufring nach dem Test und es trat ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes in jedem äußeren Laufring bei allen 10 Proben auf, so daß die L₁₀-Lebensdauer 35 h betrug.
In dem Vergleichsbeispiel 5 betrug die Größe des eutektischen Carbids 5 μm oder weniger und die Dicke der Passivschicht betrug 55 nm. Die Oberflächenhärte HRC des Lagers nach der Wärmebehandlung wurde jedoch niedrig und betrug nur 56, weil 0,45 Gew.-% C darin enthalten waren. Als Folge davon wurde die plastische Verformung als Folge einer Wälzermüdung beschleunigt und es trat ein Abblättern in den inneren und äußeren Laufringen aller 10 Proben auf, so daß die L₁₀-Lebensdauer 9 h betrug und die kürzeste war.
In dem Vergleichsbeispiel 6 wurde feines Mo/V-Carbid mit einer Teilchengröße von 205 nm ausgeschieden. Als Folge davon wurde ein eutektisches Carbid mit einer Teilchengröße von 2 μm oder weniger gebildet. Da jedoch der Cr-Gehalt klein war und nur 8 Gew.-% betrug, war die Passivschicht dünn und betrug 3 nm. Als Folge davon trat ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes in jedem äußeren Laufring aller 10 Proben auf, so daß die L₁₀-Lebensdauer 29 h betrug.
In den Vergleichsbeispielen 7 und 8 war der C-Gehalt groß und betrug 0,65 Gew.-% bzw. 0,75 Gew.-%, so daß eine ausreichende Oberflächenhärte HRC von 61 und 62 nach der Wärmebehandlung erhalten wurde, und der Cr-Gehalt betrug 12,5 Gew.-% bzw. 10,5 Gew.-%. Die Ausscheidung von feinem Mo/V-Carbid war jedoch groß und betrug 425 nm und 500 nm. Als Folge davon wurde ein eutektisches Carbid mit einer Größe von mehr als 10 μm gebildet. Die Passivschicht wurde deshalb nicht gleichmäßig gebildet, d.h. Abschnitte mit einer Passivschicht mit einer Dicke von nicht weniger als 5 μm und Abschnitte ohne Passivschicht wechselten einander ab, so daß die durchschnittliche Dicke der Passivschicht 3 nm betrug. Somit trat ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes in jedem äußeren Laufring bei allen 10 Proben auf, so daß die L₁₀-Lebensdauern 23 h bzw. 21 h betrugen.
Aufgrund der obigen Ergebnisse wurden die folgenden Effekte bestätigt. Das heißt, mindestens ein feststehender Laufring ist so aufgebaut, daß er C in einem Bereich von 0,60 bis 0,95 Gew.-% und Cr in einem Bereich von 10,0 bis 13,0 Gew.-% enthält, es wird mindestens ein Vertreter aus der Gruppe Mo in einem Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-% und V in einem Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-% zugegeben, so daß feines Mo- oder V-Carbid, dessen Größe in dem Bereich von 50 bis 300 nm liegt, dispergiert und ausgeschieden wird, und außerdem sind als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen darin enthalten. Dann beträgt die Oberflächenhärte HRC nach der Wärmebehandlung 58 oder mehr und ein eutektisches Carbid mit einer Größe von 10 μm oder mehr wird aus dem Laufring entfernt. Auf diese Weise wird eine feste Passivschicht mit einer Dicke von 5 bis 100 nm auf der Laufring-Oberfläche gebildet. Die Passivschicht wird nicht zerbrochen, selbst wenn Fremdstoffe von etwa 5 ppm zugemischt werden. Es ist daher möglich, ein Lager mit einer langen Lebensdauer herzustellen, bei dem das Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes verhindert wird.
Außerdem können andere Legierungselemente als Mo und V, z.B. Al, Nb, Ti und dgl., zugegeben und in Stahl gelöst werden, so daß ein feines Carbid dispergiert und ausgeschieden wird. Ein ähnlicher langer Lebensdauer-Effekt wird auch erhalten für den Fall, daß Carbid mit einer Größe von 50 bis 300 nm ausgeschieden wird.
Wenn ein solcher Stahl geglüht oder gehärtet wird in einem Vakuumofen, um den Stahl zu dehydrieren, beträgt ferner die Menge an diffusionsfähigem Wasserstoff in dem Stahl 0,1 ppm oder weniger. Dadurch wird ein Effekt der Beschränkung der Faktoren der Rißbildung als Folge des Abblätterns erzielt.
In einer Umgebung, in der häufig Fremdstoffe zugemischt sind, ist es bevorzugt, daß die Restaustenitmenge γR auf einen Bereich von 10 bis 15 % festgesetzt wird, um das Zerbrechen der Passivschicht zu verhindern.
Außerdem wird in einer Umgebung, in der Fremdstoffe von 5 ppm oder weniger zugemischt sind und die Atmosphärentemperatur hoch wird, die Dimensions-Stabilität fraglich. Es ist daher bevorzugt, daß die Abschreck-Austenitmenge γR auf 2 % oder weniger festgelegt wird.
Außerdem wurden in diesem Test die inneren und äußeren Laufringe aus Materialien innerhalb des Rahmens der Patentansprüche der vorliegenden Erfindung hergestellt. Im Hinblick auf die Kosten wird jedoch nur der äußere Laufring, bei dem häufig ein Abblättern auftritt, aus solchen Materialien hergestellt, während der innere Laufring und die Wälzkörper aus normalem Lagerstahl hergestellt werden können.
Wie vorstehend angegeben, ist es bei einem erfindungsgemäßen Wälzlager möglich, die Oberflächenhärte HRC eines Laufringes so einzustellen, daß sie 58 oder mehr beträgt, und das feine Mo/V-Carbid wird so ausgeschieden, daß die Bildung eines voluminöses eutektischen Carbids verhindert wird. Als Folge davon wird ein Abblättern als Folge eines korrosiven Lochfraßes in den Anfangsstufen deutlich verhindert, und es wird eine Passivschicht mit einer verbesserten Abriebsbeständigkeit gebildet. Es ist dadurch möglich, die Wälzlebensdauer in einem großen Umfang zu verlängern, verglichen mit derjenigen des Standes der Technik.

Claims

Wälzlager mit Laufringen und Wälzkörpern, wobei wenigstens die Laufringe enthalten: 0,60 bis 0,95 Gew.-% C; 10,0 bis 13,0 Gew.-% Cr und wenigstens einen Vertreter aus der Gruppe 0,5 bis 2,0 Gew.-% Mo und 0,5 bis 2,0 Gew.-% V, wahlweise 0,2 bis 1,5 Gew.-% Si, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mn, Rest Fe, und wobei die Oberflächenhärte einer Laufbahn-Oberfläche der Laufringe nicht weniger als HRC 58 beträgt, dadurch gekennzeichnet, dass – die Laufbahn-Oberfläche der Laufringe eine Passivschicht mit einer Dicke von 5 bis 100 nm aufweist, – feine Mo-Carbide und/oder V-Carbide mit einer Größe in einem Bereich von 50 bis 300 nm zumindest auf der Laufbahn-Oberfläche der Laufringe dispergiert und ausgeschieden sind, und/oder – zumindest die Laufbahn-Oberfläche der Laufringe frei von eutektischen Carbiden ist, deren Größe mehr als 10 μm beträgt.