DE10082695B4 - Wälzlager - Google Patents

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Abstract

Wälzlager, mit einem Innenring (11), einem Außenring (12) und mehreren Wälzelementen (13), dadurch gekennzeichnet, dass das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten:
– Formen des Innenrings (11), des Außenrings (12) und/oder der Wälzelemente (13) in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält:
0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C,
0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si,
0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr,
0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und
0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn,
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
mit einem Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder größer,
– Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger, sodass...

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Wälzlager für Kraftfahrzeuge und Industriemaschinen, wie etwa Konstruktionsmaschinen und Eisen- und Stahlerzeugungsmaschinen, und insbesondere ein Wälzlager zur Verwendung in Umgebungen mit kritischen Schmierbedingungen (beispielsweise bei hoher Temperatur).
  • Die vorliegende Erfindung betrifft außerdem ein Wälzlager zum beispielsweise ➀ Drehlagern in einer Informationseinrichtung, wie etwa Festplattenlaufwerken (HDD), Videorecordern (VTR) und digitalen Tonbandmaschinen (DAT), ➁ Lagern für schwingende Abschnitte von Schwenkarmen als Bestandteile von beispielsweise HDD, und ➂ Drehlagern solcher Einrichtungen, die Laufruhe erfordern, wie etwa Motoren für Gebläse, Motoren für Staubsauger und Fahrzeug-Turbolader.
  • Außerdem betrifft die Erfindung ein Wälzlager zum Einsatz bei Anpassungsspannung, welcher ein Innenring relativ zu einer Welle unterliegt, sowie zum Einsatz bei hoher Temperatur und bei Schmierung unter Eindringen von Schmutzpartikeln bzw. behindernden Partikeln.
  • STAND DER TECHNIK
  • Chromstähle mit hohem Kohlenstoffgehalt, wie etwa SUJ 2, sind bislang hauptsächlich als Stahlmaterialien für Wälzlager verwendet worden, während Hochgeschwindigkeits-Stahlmaterialien, wie etwa AISI-M50, dann verwendet wurden, wenn bei hoher Temperatur hohes Leistungsvermögen erforderlich ist (beispielsweise bei Lagern zur Verwendung in Luftfahrzeugstrahlmotoren). Da die Materialien jedoch zahlreiche Legierungselemente enthalten und komplizierte Wärmebehandlungsschritte erfordern, sind die Kosten zur Erstellung der Lager hoch.
  • Die japanische veröffentlichte ungeprüfte Patentanmeldung Hei 3-253542 offenbart einen Stahl, der Si und Mo enthält mit hoher Erweichungsbeständigkeit bei hoher Temperatur höher als SUJ 2 und enthaltend eine geeignete Menge an Cr. Diese Druckschrift offenbart, dass die Ermüdungslebensdauer-Eigenschaft von Wälzlagern bei hoher Temperatur verbessert werden kann, während die Herstellungskosten niedriger gehalten werden unter Verwendung dieser Stähle.
  • Die japanische veröffentliche geprüfte Patentanmeldung Hei 6-33441 beschreibt außerdem Lagerringe, die unter Verwendung von Stahl gebildet sind, die 0,95 bis 1,10 Gew.-% Kohlenstoff, 1 bis 2 Gew.-% Silizium oder Aluminium, 1,15 Gew.-% oder weniger Mangan und 0,90 bis 1,60 Gew.-% Chrom enthalten, wobei der Sauerstoffgehalt 13 ppm oder weniger beträgt, wobei die Menge an restlichem Austenit auf 8 Gew.-% oder weniger beschränkt ist durch Durchführen von Anlassen bei einer Temperatur von 230°C bis 300°C nach dem Aushärten und mit einer Härte von HRC60 oder höher. Diese Erfindung zielt darauf ab, einen Wälzlagerring mit hoher Abmessungsstabilität und verlängerter Wälzlebensdauer selbst im Einsatz bei hoher Temperatur bereitzustellen.
  • Die japanische veröffentliche ungeprüfte Patentanmeldung Hei 10-68419 beschreibt außerdem ein Wälzlager, in welchem Karbide und/oder Karbonitride mit einer maximalen Korngröße von 5 μm oder kleiner auf der Oberfläche von Wälzringen und/oder Wälzelementen niedergeschlagen werden, wobei die Oberflächenhärte des Lagerrings und/oder des Wälzelements HV 600 oder mehr und 700 oder weniger bei 300°C beträgt. Während in Übereinstimmung mit diesem Wälzlager die Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur verbessert werden kann, sind die Herstellungskosten erhöht, weil eine Karburierungsbehandlung oder eine Karbonitrierungsbehandlung während der Herstellung erforderlich sind.
  • Die in diesen Veröffentlichungen offenbarten Wälzlager bieten jedoch noch Raum zur Verbesserung im Hinblick auf die Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur bzw. im Hinblick auf die Herstellungskosten.
  • Andererseits ist es erforderlich, dass Wälzlager, die zur Drehlagerung in solchen Einrichtungen verwendet werden, die einen ruhigen Lauf erfordern, wie vorstehend in ➀–➂ erläutert, zufriedenstellende akustische Eigenschaften bzw. Schallemissionseigenschaften bei niedrigem Drehmoment (geringes Geräusch) aufweisen. Lagerbestandteile, wie etwa Innenringe, Außenringe und Wälzelemente werden unter hoher Maßgenauigkeit fertiggestellt. Die Innenringe, Außenringe und Wälzlager werden aus Chromlagerstählen mit hohem Kohlenstoffgehalt, wie etwa SUJ 2, oder aus martensitischen Edelstählen, wie etwa SUS440C gebildet und daraufhin hergestellt unter Anwendung von Härten·Anlassen, und die Härte der Laufbahnfläche ist festgelegt als HRC 58 bis 64.
  • Da in den unmittelbar zurückliegenden Jahren Informationseinrichtungen miniaturisiert wurden und häufig zum tragbaren Einsatz ausgelegt sind, besteht bei ihnen eine größere Gefahr, dass sie Stoßbelastungen unterliegen, wenn sie fallengelassen werden, oder dass sie Vibrationen ausgesetzt sind. Die Gefahr für Beschädigung für Wälzlager in diesen Einrichtungen ist entsprechend gewachsen. Bei Wälzlagern kleiner Baugröße, die für tragbare Informationseinrichtungen verwendet werden, ist festzustellen, da die Kontaktellipse, die an der Kontaktfläche zwischen dem Wälzring und dem Wälzelement gebildet ist, klein ist, wenn Last angelegt ist, dass der Kontaktabschnitt eine dauerhafte Verformung erleidet, und zwar unter Erzeugung einer Eindrückung auf der Laufbahnfläche selbst dann, wenn es sich hierbei um eine relativ kleine Stoßlast handelt. Infolge hiervon besteht die Gefahr einer Beeinträchtigung der akustischen Eigenschaften bzw. die Gefahr, dass das Drehmoment ungleichmäßig auftritt.
  • Stand der Technik zur Überwindung dieser Probleme umfasst Techniken, die in der japanischen veröffentlichten, ungeprüften Patentanmeldung Hei 7-103241 und der japanischen veröffentlichten, ungeprüften Patentanmeldung Hei 8-312651 erläutert sind.
  • Die japanische veröffentlichte ungeprüfte Patentanmeldung Hei 7-103241 beschreibt, dass der Gehalt an restlichem Austenit in dem Stahl, der die Laufbahnfläche bildet, mit gerade eben 6 Vol.-% oder weniger verringert wird, um die Eindrückbeständigkeit der Laufbahnfläche zu verbessern, wodurch eine dauerhafte Verformung der Laufbahnfläche vermieden wird, wenn auf das Wälzlager Stoßlast ausgeübt wird. Beispielsweise nach Ausbilden eines Lagerrings mit SUJ 2 wird dieser bei einer Härtungstemperatur gemäß einer Standardwärmebehandlung (820 bis 860°C) gehärtet und daraufhin einer Unter-Null-Behandlung unterworfen oder bei einer relativ hohen Temperatur von 220 bis 240°C angelassen, wodurch der Gehalt an restlichem Austenit so stark wie möglich verringert wird, während die erforderliche Härte für die Laufbahnfläche beibehalten wird.
  • Die japanische veröffentliche ungeprüfte Patentanmeldung Hei 8-312651 offenbart, dass ein Lagerring aus gewöhnlichem Lagerstahl (Chromlagerstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, wie etwa im Fall von gehärtetem Stahl oder SUJ 1-3) ausgebildet und daraufhin einer Karbonitrierungs-Härtungsbehandlung und Anlassen bei einer Temperatur von 350°C oder höher ausgesetzt wird, wodurch der Gehalt an restlichem Austenit der Stähle, die die Laufbahnfläche bilden, auf 0% verringert wird, um die Eindrückbeständigkeit der Laufbahnfläche zu verbessern.
  • Außerdem ist offenbart, dass der Lagerring aus einem Stahl ausgebildet ist, der vorbereitet wurde unter Zusetzen eines Elements, welches Anlassbeständigkeit bereitstellt, woraufhin er Abschreckungshärten und Anlassen bei einer Temperatur von 350°C oder höher ausgesetzt wird, und ein Gehalt an restlichem Austenit in dem die Laufbahnfläche bildenden Stahl auf 0% zu verringern. Außerdem ist offenbart, dass die Laufbahnfläche durch Kontakteinwirkung keiner Eindrückung durch das Wälzelement ausgesetzt ist, indem das Wälzelement aus Keramikmaterial hergestellt wird.
  • Bei dem vorstehend erläuterten Stand der Technik verbleibt jedoch noch Raum zur Verbesserung im Hinblick auf die akustischen Eigenschaften bzw, im Hinblick auf die Schallemission, wenn Stoßlast ausgeübt wird.
  • Andererseits werden selbstausrichtende Wälzlager, die beispielsweise in einer Papierherstellungsmaschine eingesetzt werden, unter hoher Anpassungsspannung größer als 100 MPa (mittlere Spannung entlang dem Querschnitt eines Innenrings für die Spannung, die in der Umfangsrichtung des Innenrings angelegt wird) verwendet, um zwischen einer Welle und einem Lagerinnenring erzeugtes Kriechen bzw. allmähliches Verformen zu unterbinden. In diesem Fall wird ein Innenring mit einem in Kegelform hergestelltem inneren Durchmesserabschnitt in eine kegelförmige Welle unter Pressen eingesetzt, um die Anwendung von Anpassungsspannung zu erleichtern. Als Innenring mit einer derartigen Form werden üblicherweise solche verwendet, die durch Anwenden von Abschreck- und Anlassbehandlung für voll ständig gehärtete Stähle zubereitet werden, wie etwa Chromlagerstähle mit hohem Kohlenstoffgehalt (Gehalt an C: etwa 1 Gew.-%, Gehalt an Cr: etwa 1,5 Gew.-%).
  • Wenn der Innenring mit dem vollständig gehärteten Stahl unter einer Anpassungsspannung größer als 100 MPa verwendet wird, reißt der Innenring mitunter in axialer Richtung, da in der Nähe der Laufbahnfläche als Ausgangspunkte (für das Reißen) nicht-metallische Einschlüsse vorliegen, und zwar abhängig von der Kombination der Anpassungsspannung mit der Wälzspannung.
  • Um die Rissbildung des Innenrings zu verhindern, ist allgemein bekannt, dass eine Verbesserung der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche oder der Bruchfestigkeit des Materials an sich wirksam ist. Auf Grundlage dieses Wissens ist die Druckrestspannung an der Laufbahnfläche erhöht worden durch Anwendung einer Zwischenstufen-Vergütungsbehandlung auf die vollständig gehärteten Stähle oder durch Verwendung von karburierten Stählen.
  • Von dem vorstehend erläuterten Stand der Technik vermag jedoch das Verfahren mit Anwenden der Zwischenstufenvergütung auf den vollständig gehärteten Stahl den Rissbruch des Innenrings im Fall einer Verwendung unter hoher Anpassungsspannung größer als 130 MPa nicht zu verhindern, weil die Druckrestspannung, die auf die Laufbahnfläche durch die Zwischenstufenvergütung ausgeübt wird, etwa –100 MPa beträgt.
  • Das Verfahren unter Verwendung des karburierten Stahls ist ebenfalls geeignet, Rissbruch des Innenrings zu verhindern, der unter einer Anpassungsspannung größer als 130 MPa verwendet wird, weil eine Druckrestspannung von etwa –200 MPa auf die Laufbahnfläche ausgeübt werden kann durch Steuern der Bedingungen für die Karburierung, das Härten und das Anlassen. Im Fall der Anwendung des Karburierens auf diese Stahlmaterialien mit geringem Kohlenstoffgehalt, beispielsweise mit etwa 0,20 Gew.-%, tritt der Nachteil auf, dass die Zeit für die Karburierungsbehandlung länger ist. Da die Karburierungszeit proportional zum Quadrat der Karburierungstiefe ist, führt dies zu dem Problem, dass die Produktivität beeinträchtigt wird und die Kosten erhöht werden, insbesondere in mittelgroßen bis großen Lagern, die eine tiefe Karburierungsschicht erfordern.
  • Um dieses Problem zu überwinden, offenbart die japanische veröffentlichte, ungeprüfte Patentanmeldung Hei 6-307457 ein Wälzlager, bei welchem ein Innenring durch Karburieren oder Karbonitrieren eines Legierungsstahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,3 bis 0,7 Gew.-% gebildet wird, wobei der Kohlenstoffgehalt an der Oberflächenschicht des Innenrings auf der Seite der Laufbahnfläche (C1) 1,3 Gew.-% oder weniger beträgt und wobei die Differenz des Kohlenstoffgehaltes (C1) an der Oberflächenschicht und des Kohlenstoffgehalts (C2) im Kernabschnitt (C = C1 – C2) 0,4 Gew.-% oder mehr beträgt.
  • Auch für ein derartiges Wälzlager, das unter Anwendung von Anpassungsspannung auf den Innenring verwendet wird, besteht ein Bedarf zur Verbesserung der Lebensdauer, wenn es bei hoher Temperatur und unter Schmierung mit Einschluss von Fremdstoffen bzw. Fremdpartikeln verwendet wird.
  • Ferner ist in der GB-A-2,278,127 ein Wälzlager offenbart, dessen Komponenten aus einem Stahl mit 0,50 bis 3,00 Gew.-% Cr und beispielsweise aus einem Stahl mit 1,53 Gew.-% Cr und 0,90 Gew.-% Mo gebildet sind (d.h. Mo/Cr = 0,59).
  • Die FR-A-2,635,336 beschreibt ebenfalls ein Wälzlager, es finden sich aber keinerlei Hinweise auf einen Mo-Gehalt oder Cr-Gehalt in dem für ein Wälzlager verwendeten Stahl, und insbesondere auch keine Angaben oder Hinweise über einen Wertebereich oder die Bedeutung des Mo/Cr-Verhältnisses. Die verbesserten Eigenschaften des Wälzlagers werden hier durch die Zugabe Silizium und Aluminium erzielt.
  • Die in der DE 44 06 252 C2 angegebene Legierungszusammensetzung für ein Stahlmaterial für ein Wälzlager enthält keinen Mo-Anteil, weshalb sich auch in diesem Dokument keinerlei Angaben oder Hinweise bezüglich eines Mo/Cr-Gewichtsverhältnisses finden.
  • Das in der GB-A-2,235,698 A angegebene Stahlmaterial für ein Wälzlager soll u.a. 0,5–2,5 Gew.-% Cr und maximal 3,0 Gew.-% Mo enthalten. Konkrete Angaben über ein einzuhaltendes Mo/Cr-Verhältnis finden sich nicht, da die Erfinder offenbar nicht erkannt haben, dass ein spezielles Verhältnis von Mo/Cr die Verschleißfestigkeit des Stahls erhöhen kann. Demgemäß zeigen auch die meisten getesteten Stähle in dieser Druckschrift entweder überhaupt keinen Mo-Anteil oder Mo und Cr in einem Verhältnis von maximal 1,02.
    •
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Eine erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Wälzlager mit hoher Verschleißbeständigkeit unter hoher Temperatur und bei verringerten Herstellungskosten zu schaffen.
  • Eine zweite Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Wälzlager mit überlegenen akustischen Eigenschaften bzw. Schallemissionseigenschaften zu schaffen, wenn es Stoßlasten unterliegt, welches Lager geeignet ist zur Verwendung in miniaturisierten Informationseinrichtungen zum tragbaren Einsatz.
  • Eine dritte Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Wälzlager mit einem Innenring zu schaffen, das dem Einsatz von hohen Anpassungsspannungen größer 130 MPa zu widerstehen vermag, das eine längere Lebensdauer unter hoher Temperatur und bei einer Schmierung bei Eindringen von Fremdstoffen aufweist und das kostengünstig herstellbar ist.
  • (Erstes Wälzlager)
  • Zur Lösung der vorstehend genannten ersten Aufgabe schafft die vorliegende Erfindung ein Wälzlager mit einem Innenring, einem Außenring und mehreren Wälzelementen, das hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten:
    • – Formen des Innenrings, des Außenrings und/oder der Wälzelemente in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, mit einem Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder größer,
    • – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger, sodass die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  • Dieses Wälzlager wird als erstes Wälzlager bezeichnet.
  • Da in Übereinstimmung mit dem ersten Wälzlager zumindest eines der Lagerelemente (Innenring, Außenring und Wälzelement) aus dem vorstehend genannten Stahlmaterial gebildet ist, kann die Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur erhöht werden, ohne Karburierungsbehandlung oder Karbonitrierungsbehandlung. Wenn das Verhältnis an Mo und Cr, die in dem verwendeten Stahlmaterial enthalten sind, festgelegt ist als Mo/Cr ≥ 1,1, wird das Formulierungsgleichgewicht zwischen Mo-Karbiden und Cr-Karbiden verbessert zugunsten einer verteilten Abscheidung von feinen Karbiden (vom M23C6-Typ), sodass eine zufriedenstellende Verschleißbeständigkeit erzielt werden kann.
  • Wenn der Gehalt für jeden der Bestandteile in dem verwendeten Stahlmaterial innerhalb des vorbestimmten Bereichs festgelegt und die Anlasstemperatur mit 240°C oder höher und 350°C oder niedriger gewählt ist, um die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche mit 720 oder höher zu erhalten, können eine Härte und eine Verschleißbeständigkeit erhalten werden, die bei hoher Temperatur andauern.
  • Um die Maßänderung bei Langzeiteinsatz unter hoher Temperatur zu unterbinden, ist die Menge an restlichem Austenit nach dem Anlassen bevorzugt festgelegt mit 2,0 Vol.-% oder weniger. Die Anlasstemperatur muss höher sein, um den Gehalt an restlichem Austenit zu verringern; die Härte neigt jedoch dazu, verringert zu werden, wenn die Anlasstemperatur höher wird. Die Härte und die Maßstabilität werden dadurch kompatibel gemacht, dass die Anlasstemperatur mit 240°C oder höher und 350°C oder niedriger festgelegt wird.
  • Kritische Bedeutungen für den Bereich des Gehalts an jedem der Bestandteile sind nachfolgend erläutert.
    (C: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger)
  • C (Kohlenstoff) ist ein Element, das Stählen Härte verleiht. Um ausreichende Härte für die Innen- und Außenringe und die Wälzelemente des Lagers sicherzustellen, nachdem die Struktur martensitisch gemacht wurde durch Härten, und nach dem Anlassen bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger muss der C-Gehalt 0,8 Gew.-% oder mehr betragen.
  • Wenn der C-Gehalt übermäßig hoch ist, besteht die Neigung, dass Makrokarbide gebildet werden. Da die Makrokarbide möglicherweise Ausgangspunkte für Schuppenbildung sind, ist die Wälzlebensdauer des Wälzlagers verkürzt, wenn der C-Gehalt übermäßig hoch ist. Damit keine Makrokarbide gebildet werden, ist der C-Gehalt als 1,2 Gew.-% oder weniger festgelegt.
    (Si: 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger)
  • Si (Silizium) ist ein Element, das bei der Stahlgewinnung als Desoxidator wirkt und Stähle mit Anti-Anlassfähigkeit bereitstellt. Diese Effekte können nicht im wesentlichen Ausmaß erhalten werden, wenn der Si-Gehalt weniger als 0,5 Gew.-% beträgt.
  • Wenn der Si-Gehalt übermäßig hoch ist, werden die Schneidfähigkeiten bzw. die Schmiedbarkeit beeinträchtigt. Die obere Grenze für den Si-Gehalt ist deshalb mit 2,5 Gew.-% (bevorzugt 2,0 Gew.-%) festgelegt.
    (Cr: 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger)
  • Cr (Chrom) ist ein Element, das die Härtbarkeit verbessert und den Stahl mit einer Anti-Anlassfähigkeit versieht; außerdem ist es ein Element zur Ausbildung von Chromkarbiden. Wenn der Cr-Gehalt geringer als 0,7 Gew.-% ist, kann dieser Effekt nicht deutlich erhalten werden.
  • Wenn andererseits der Cr-Gehalt übermäßig hoch ist, besteht die Neigung, dass Makrokarbide gebildet werden, was eine Verringerung der Wälzkontaktermüdungslebensdauer der Wälzlager verursacht. Wenn der Cr-Gehalt höher ist, sind die Materialkosten erhöht, weil übermäßig viel Mo in großer Menge zugesetzt wurde, um folgendes zu erhalten: Mo/Cr ≥ 1,1. Wenn der Cr-Gehalt 1,5 Gew.-% übersteigt, ist der Effekt zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit, erhalten durch die Beziehung: Mo/Cr ≥ 1,1 gesättigt. Der Cr-Gehalt ist deshalb festgelegt als 1,5 Gew.-% oder weniger.
    (Mo: 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger)
  • Mo (Molybdän) ist ein Element, mit welchem Stahl Anti-Anlassfähigkeit verliehen wird; außerdem ist es ein Element zur Ausbildung von Karbiden. Wenn der Mo-Gehalt geringer als 0,8 Gew.-% ist, können diese Effekte nicht deutlich erhalten werden.
  • Wenn andererseits der Mo-Gehalt übermäßig hoch ist, ist seine Verarbeitbarkeit beeinträchtigt. Wenn der Mo-Gehalt 2,0 Gew.-% übersteigt, ist der Effekt zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit, erhalten dadurch, dass folgendes festgelegt ist: Mo/Cr ≥ 1,1, gesättigt, und dies führt lediglich zu erhöhten Materialkosten. Der Mo-Gehalt ist deshalb als 2,0 Gew.-% oder weniger festgelegt.
    (Mn: 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger)
  • Mn (Mangan) ist ein Element, das die Härtbarkeit verbessert, und es ist damit ein Element, das für Lagerstähle wesentlich ist. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,3 Gew.-% beträgt, kann kein ausreichender Effekt erzielt werden.
  • Wenn andererseits der Mn-Gehalt 1,20 Gew.-% übersteigt, ist die Verarbeitbarkeit verringert und es besteht die Neigung, dass Einschlüsse gebildet werden, die gegebenenfalls die Lagerlebensdauer verringern. Der Mn-Gehalt ist deshalb mit 1,2 Gew.-% oder weniger festgelegt.
  • (Zweites Wälzlager)
  • Zur Lösung der zweiten Aufgabe schafft die vorliegende Erfindung ein Wälzlager mit einem Außenring und einem Innenring oder einer Welle, falls die Innenring-Laufbahn an einer Welle als Lagerringe gebildet ist, wobei das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten:
    • – Formen des Innenrings (bzw. der Welle) und/oder des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
    • – Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) an einer Position entsprechend 2% des Durchmessers eines Wälzelements von der Oberfläche einer Laufbahnfläche zu einem Kernabschnitt (Position für die 2%-Da-Tiefe) 1,1 oder mehr beträgt, die Vickers-Härte (HV) an der Position 720 oder mehr beträgt, und der Gehalt an restlichem Austenit an der Position 1,0 Vol.-% oder weniger beträgt.
  • Dieses Wälzlager wird als zweites Wälzlager bezeichnet.
  • Im Buch „Elastic Coefficient of Metal Material", S. 11, veröffentlicht durch die Japan Society of Mechanical Engineers (Oktober 1980) ist ausgeführt, dass „in Bezug auf den Elastizitätskoeffizienten einer aufgelösten Feststofflegierung dann, wenn es sich bei den Lösungsatomen um Lückenatome handelt, der Elastizitätskoeffizient stets verringert bzw. verkleinert ist, da die Kristallgitter stark gestört sind." Das heißt, selbst dann, wenn die Härte der Laufbahnfläche identisch ist, ist der Elastizitätskoeffizient des Lagerrings unter Verringerung des Kontaktdrucks zwischen dem Lager und dem Wälzelement verkleinert, da das Kristallgitter in dem den Lagerring bildenden Stahl stärker gestört ist, wobei die Eindrückbeständigkeit verbessert ist.
  • Andererseits beträgt in Übereinstimmung mit „Metal Data Book", veröffentlicht vom The Japan Institute of Metals, S. 8 (Juli 1974), der Atomradius von Eisen (Fe) 1,24 Å, der Atomradius von Chrom (Cr) 1,25 Å und der Atomradius von Molybdän (Mo) 1,36 Å. Sowohl für Chrom wie für Molybdän gilt, dass die Cr- und Mo-Atome die Fe-Atome ersetzen, wenn sie in Eisen eine Feststofflösung bilden. Wenn in diesem Fall das Cr-Atom mit im Wesentlichen demselben Atomradius wie Eisen das Fe-Atom ersetzt, erleidet das Kristallgitter in dem Stahl keine signifikante Verzerrung. Wenn das Mo-Atom das Fe-Atom ersetzt, wird deshalb, weil zwischen diesen beiden Atomen eine große Atomradiusdifferenz vorliegt, eine hohe Verzerrung für das Kristallgitter in dem Stahl hervorgerufen, wenn Härten durch martensitische Transformation hervorgerufen ist, während Mo so wie es ist in Feststofflösung vorliegt.
  • Wenn jedoch ausschließlich Mo in großer Menge zugesetzt wird, geht es eine Verbindung mit C ein, um Mo-Karbide zu bilden und die Menge an Mo, das in die Matrix feststoffgelöst ist, ist mitunter erhöht. Da Mo im Vergleich zu Cr ein teures Material ist, ist erwünscht, dass die zusätzliche Menge so klein wie möglich gehalten wird.
  • Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben herausgefunden, dass Mo in der Matrix in wirksamer Weise feststoffgelöst ist, wenn das Mo/Cr-Verhältnis (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) in dem einen Lagerring bildenden Stahl mit 1,1 oder größer festgelegt ist, wodurch es möglich ist, die Verzerrung des Kristallgitters in dem den Lagerring bildenden Stahl größer zu machen.
  • Die Eindrückbeständigkeit wird deutlich verbessert durch Vergrößerung der Elastizitätsbildungsfähigkeit an einer Stelle in der Richtung der Tiefe der Laufbahnfläche, an welcher eine maximale Scherspannung ausgeübt wird. Die Position in der Richtung der Tiefe der Laufbahnfläche dort, wo die maximale Scherspannung ausgeübt wird, variiert abhängig von den Faktoren der Lagerkonstruktion und der Verarbeitungsbedingungen, und es handelt sich typischerweise um eine „Stelle ausgehend von der Laufbahnfläche zu einem Kernabschnitt entsprechend 2% des Durchmessers eines Wälzelements (Stelle für die 2%-Da-Tiefe)".
  • In Übereinstimmung mit dem zweiten Wälzlager der vorliegenden Erfindung kann eine besonders bevorzugte Eindrückbeständigkeit erhalten werden, indem nicht nur die Vickers-Härte (HV) mit 720 oder mehr (bevorzugt 750 oder mehr) an der Stelle für die 2%-Da-Tiefe festgelegt wird, und durch Verringern des Gehalts an restlichem Austenit in dieser Position auf 1,0 Vol.-% oder weniger, sondern auch dadurch, dass das Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) an dieser Stelle mit 1,1 oder mehr gewählt wird.
  • Vanadium (V) mit einem Atomradius von 1,31 Å und Wolfram (W) mit einem Atomradius von 1,37 Å sind auch in der Lage, für das Kristallgitter in dem Stahl eine große Verzerrung hervorzurufen ähnlich wie Molybdän (Mo), weil sie relativ zu Eisen eine Atomradiusdifferenz besitzen. Deshalb kann auch Stahlmaterial, das außerdem V und/oder W zusätzlich zu jedem der vorstehend angeführten Bestandteile aufweist, verwendet werden. In diesem Fall ist das Verhältnis des Gesamtgehalts an Mo, V und W zu Cr ((Mo + V + W)/Cr-Gewichtsverhältnis) an der Stelle für die 2%-Da-Tiefe mit 1,1 oder mehr festgelegt.
  • Die obere Grenze für das Verhältnis von Mo zu Cr an der Stelle für die 2%-Da-Tiefe ist ein Wert (2,86), der auf Grundlage der unteren Grenze für den Cr-Gehalt (0,7 Gew.-%) und der oberen Grenze für den Mo-Gehalt (2,0 Gew.-%) in dem zu verwendenden Stahlmaterial berechnet wird.
  • Bei dem zweiten Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung ist zumindest entweder der Innenring (oder die Welle) und der Außenring aus Stahlmaterial gebildet, das als Legierungsbestandteil 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält.
  • Die kritische Bedeutung für den Bereich von jedem der Gehalte der Bestandteile in dem zweiten Wälzlager ist grundsätzlich identisch zu dem Fall des vorstehend erläuterten ersten Wälzlagers. Die Beschreibung für den Mo-Gehalt, demnach „der Effekt zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit, erhalten durch die Festlegung Mo/Cr ≥ 1,1'', sollte jedoch bei dem zweiten Wälzlager geändert werden in „der Effekt der erhaltenen Verbesserung der Stoßbeständigkeit ist gesättigt durch folgende Festlegung: Mo/Cr ≥ 1,1''.
  • Bei dem zweiten Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, eine Unter-Null-Behandlung nach dem Härten anzuwenden, um eine Transformation des restlichen Austenits in Martensit zu induzieren, wodurch die Menge an restlichem Austenit verringert wird, und daraufhin Anlassen anzuwenden. Wenn das restliche Austenit vor dem Anlassen durch Anwenden der Unter-Null-Behandlung vor dem Anlassen so stark wie möglich zersetzt wird, wird die Verzerrung des Gitters in der martensitischen Struktur nach dem Härten verstärkt, um den Effekt zu fördern, den vorstehend erläuterten Elastizitätskoeffizienten zu verkleinern.
  • Bei dem zweiten Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung kann es ausreichen, dass zumindest der Innenring (die Welle in dem Fall, dass die Innenring-Laufbahn auf der Welle gebildet ist) in dem Innenring und dem Außenring den vorstehend angeführten Aufbau hat; es ist jedoch bevorzugt, dass sowohl der Innenring wie der Außenring den vorstehend genannten Aufbau haben.
  • Bei dem zweiten Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung besteht keine spezielle Beschränkung bezüglich des Wälzelements, und dieses kann aus dem bislang genutzten SUJ 2 hergestellt sein, aus Keramik oder Edelstählen. Wenn das Wälzelement aus Keramik hergestellt ist, wird die Reibverschleißbeständigkeit im Vergleich zu dem Fall außergewöhnlich stark verbessert, dass das Wälzelement aus Metall hergestellt ist. Wenn es sich bei dem Lagerring jedoch um ein existierendes Erzeugnis handelt, wird die Eindrückbeständigkeit an der Laufbahnfläche verringert, weil ein großer Kontaktdruck zwischen der Laufbahnfläche und dem Keramikwälzelement hervorgerufen wird.
  • Da im Gegensatz hierzu bei dem zweiten Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung der Lagerring wie vorstehend erläutert aufgebaut ist, kann die Eindrückbeständigkeit an der Laufbahnfläche selbst dann hochgehalten werden, wenn das Wälzelement aus Keramik besteht. Bei dem Wälzlager gemäß der vor liegenden Erfindung kann dadurch die Reibverschleißbeständigkeit verbessert werden, während die Eindrückbeständigkeit auf der Laufbahnfläche hochgehalten wird, indem ein aus Keramik hergestelltes Wälzelement verwendet wird.
  • Als das zweite Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung bildendes Wälzelement ist ein Wälzelement, das aus Edelstahl gebildet ist, der 8 Gew.-% oder mehr (bevorzugt 12 Gew.-% oder mehr) Cr enthält, wobei eine Nitridschicht auf der Oberfläche durch eine Nitrierungsbehandlung gebildet ist und ein Kernabschnitt mit einem Gesamtgehalt an Stickstoff und Kohlenstoff von 0,45 Gew.-% oder mehr bevorzugt. Das Erweichen des Kernabschnitts durch Hochtemperaturanlassen nach der Nitrierungsbehandlung kann verhindert werden, indem der Gesamtgehalt an Stickstoff und Kohlenstoff in dem Kernabschnitt mit 0,45 Gew.-% oder mehr gewählt wird.
  • Wenn dem Edelstahl zusätzlich Nitridbildungselemente, wie etwa Mo, V, W, Nb, Al und Si zugesetzt werden, wird die Haltbarkeit des Wälzelements weiter verbessert, sodass diese Elemente bevorzugt in einer geeigneten Menge im Hinblick auf die Kosten zugesetzt werden.
  • Als Kombination aus dem Wälzelement und dem Lagerring (einem Innenring oder einer Welle mit der Innenring-Laufbahnfläche und einem Außenring) ist ferner bevorzugt, dass die Differenz zwischen der Oberflächenhärte des Wälzelements und der Härte des Lagerrings in einer Stelle für die 2%-Da-Tiefe HV 300 oder mehr beträgt, und bevorzugt HV 500 oder mehr. Dies erbringt einen verstärkten Effekt zur Verbesserung der Stoßfestigkeit (Eindrückbeständigkeit).
  • (Drittes Wälzlager)
  • Zur Lösung der vorstehend angeführten dritten Aufgabe schafft die vorliegende Erfindung ein Wälzlager mit einem Innenring, einem Außenring und mehreren Wälzelementen, wobei das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten:
    • – Formen des Innenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,3 Gew.-% oder mehr und 0,7 Gew.-% oder weniger C, und 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
    • – Unterziehen der so gebildeten vorbestimmten Form einer Karbonitrierungsbehandlung, sowie Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche 700 oder mehr beträgt und ein Absolutwert der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche 160 MPa oder mehr beträgt,
    • – Formen des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt,
    • – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder niedriger, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  • Auf dieses Wälzlager wird als drittes Wälzlager Bezug genommen.
  • Eine Karburierungsbehandlung kann anstelle der Karbonitrierungsbehandlung angewendet werden, solange die „Vickers-Härte (HV) auf der Laufbahnfläche 700 oder mehr und der Absolutwert einer Druckrestspannung an der Laufbahnfläche von 160 MPa oder mehr" erhalten wird.
  • Da in Übereinstimmung mit dem dritten Wälzlager der Absolutwert für die Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche des Innenrings 160 MPa oder mehr beträgt, wird ein Rissbruch des Innenrings selbst in dem Fall der Anwendung einer hohen Anpassungsspannung von 130 MPa oder mehr auf den Innenring verhindert. Wenn der Kohlenstoffgehalt in dem Stahlmaterial 0,7 Gew.-% übersteigt, ist der Absolutwert der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche kleiner als 160 MPa. Wenn der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,3 Gew.-% beträgt, dauert die Karbonitrierungsbehandlung lange.
  • Die zum Anwenden bzw. Aufbringen einer vorbestimmten Karbonitrierungsmenge auf eine identische Tiefe erforderliche Karbonitrierungszeit wurde untersucht, während der Kohlenstoffgehalt in dem verwendeten Stahl (1,0 Gew.-% C auf der Oberfläche und 0,75 Gew.-% C auf 1 mm Tiefe) geändert wird. Das Ergebnis ist in der Kurvendarstellung von 7 gezeigt. Wie aus der Kurvendarstellung hervorgeht, ist dann, wenn der Kohlenstoffgehalt 0,3 Gew.-% oder weniger beträgt, die für die Karbonitrierungsbehandlung erforderlich Zeit extrem lang. Falls der Kohlenstoffgehalt 0,2 Gew.-% beträgt, dauert es im Vergleich zum Fall von 0,3 Gew.-% doppelt so lange.
  • Wenn der Chromgehalt in dem verwendeten Stahlmaterial weniger als 0,7 Gew.-% beträgt, ist die Verschleißbeständigkeit unzureichend, und wenn er 1,5 Gew.-% übersteigt, besteht die Neigung, dass Makrokarbide gebildet werden, die eine Verringerung der Wälzermüdungslebensdauer des Wälzlagers hervorrufen.
  • Da die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche des Innenrings 700 oder mehr beträgt, sind die Hochtemperaturermüdungslebensdauer und die Verschleißbeständigkeit zufriedenstellend. Es ist bevorzugt, dass die Vickers-Härte (HV) auf der Laufbahnfläche des Innenrings 720 oder mehr beträgt.
  • Der Kohlenstoffgehalt auf bzw. in der Oberflächenschicht des Innenrings auf der Seite der Laufbahnfläche (Oberflächen-Kohlenstoffkonzentration auf der Innenring-Laufbahnfläche) beträgt bevorzugt 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,3 Gew.-% oder weniger.
  • Wenn die Oberflächen-Kohlenstoffkonzentration auf bzw. in der Innenring-Laufbahnfläche weniger als 0,8 Gew.-% beträgt, ist die Wälzermüdungslebensdauer bei hoher Temperatur unzureichend. Wenn die Oberflächen-Kohlenstoffkonzentration auf bzw. in der Innenring-Laufbahnfläche 1,3 Gew.-% übersteigt, werden in der Laufbahnfläche Makrokarbide gebildet, die die Wälzlebensdauer verringern.
  • Bei dem dritten Wälzlager ist der Außenring aus einem Stahlmaterial gebildet, das als Legierungsbestandteil 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält, wobei das Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) in einer oder in eine vorbestimmte Form 1,1 oder mehr beträgt, woraufhin eine Härtungsbehandlung angewendet wird, und woraufhin eine Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger angewendet wird, um die Vickers-Härte (HV) auf der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche mit 720 oder mehr zu erhalten.
  • Da in Übereinstimmung mit dem dritten Wälzlager der Außenring aus dem vorstehend genannten Stahlmaterial hergestellt ist, kann die Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur ohne Karburierungsbehandlung oder Karbonitrierungsbehandlung verbessert werden. Insbesondere wird das Formulierungsgleichgewicht zwischen den Mo-Karbiden und den Cr-Karbiden verbessert durch Festlegen des Verhältnisses von Mo zu Cr, die in dem verwendeten Stahlmaterial enthalten sind mit Mo/Cr ≥ 1,1, und feine Karbide (vom M23C6-Typ) werden verteilt niedergeschlagen, um eine zufriedenstellende Verschleißbeständigkeit zu erzielen.
  • Bei diesem dritten Wälzlager ist die kritische Bedeutung für den Bereich des Gehalts von jedem der Bestandteile in dem Stahlmaterial, die den Außenring bilden, identisch zu derjenigen bei dem vorstehend erläuterten ersten Wälzlager.
  • Eine Härte, die einer Verwendung bei hoher Temperatur widerstehen kann, und Verschleißbeständigkeit können erhalten werden durch Festlegen des Gehalts für jeden der Bestandteile in dem verwendeten Stahlmaterial auf einen vorbestimmten Bereich und durch Steuern der Anlassbehandlungstemperatur auf 240°C oder höher und 350°C oder weniger und durch Wählen der Vickers-Härte (HV) auf der Laufbahnfläche mit 720 oder mehr.
  • Da das dritte Wälzlager einen Innenring umfasst, der eine Verwendung unter hoher Anpassungsspannung größer als 130 MPa zu widerstehen vermag, und einen Außenring mit einer hohen Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur, ist es als Wälzlager zur Verwendung unter Ausüben einer Anpassungsspannung auf den Innenring relativ zu der Welle und zur Verwendung unter hoher Temperatur und bei Schmierung mit Eindringen von Fremdstoffen geeignet. Da auf den Außenring keine Karburierungsbehandlung oder Karbonitrierungsbehandlung ausgeübt wird, sind die Herstellungskosten verringert.
  • Um eine Maßänderung bei Langzeiteinsatz bei hoher Temperatur zu unterbinden, ist bevorzugt, dass der Gehalt an restlichem Austenit nach dem Anlassen 2,0 Vol.-% oder weniger für den Außenring des vierten Wälzlagers beträgt. Es ist erforderlich, die Anlassbehandlungstemperatur höher zu wählen, um den Gehalt an restlichem Austenit zu verringern; es besteht jedoch die Neigung, dass die Härte niedriger wird, wenn die Anlassbehandlungstemperatur höher wird. Die Härte und die Maßstabilität werden demnach kompatibel gemacht, indem die Anlassbehandlungstemperatur mit 240°C oder höher und 350°C oder niedriger festgelegt wird.
  • Außerdem ist beim dritten Wälzlager bevorzugt, die Menge an restlichem Austenit nach dem Anlassen auf 2,0 Vol.-% oder weniger zu beschränken, um eine Maßänderung bei Langzeiteinsatz unter hoher Temperatur zu unterbinden.
  • (Viertes Wälzlager)
  • Um die dritte Aufgabe zu lösen, schafft die vorliegende Erfindung außerdem ein Wälzlager (viertes Wälzlager), mit einem Innenring, einem Außenring und mehreren Wälzelementen, das hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten:
    • – Formen des Innenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,3 Gew.-% oder mehr und 0,7 Gew.-% oder weniger C, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, und 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt,
    • – Unterziehen der so gebildeten vorbestimmten Form einer Karbonitrierungsbehandlung, sowie Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche 720 oder mehr beträgt und der Absolutwert der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche 160 MPa oder mehr beträgt,
    • – Formen des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt,
    • – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger, sodass die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  • Der Außenring des vierten Wälzlagers ist identisch zum Außenring des dritten Wälzlagers.
  • Da in Übereinstimmung mit dem vierten Wälzlager das Verhältnis des enthaltenen Mo zu Cr festgelegt ist als Mo/Cr ≥ 1,1, und zwar nicht nur in dem Stahlmaterial für den Außenring, sondern auch in dem Stahlmaterial für den Innenring, ist die Verschleißbeständigkeit von sowohl dem Innenring wie dem Außenring verbessert. Es besitzt deshalb unter hoher Temperatur und Schmierung unter Eindringen von Fremdstoffen eine längere Lebensdauer als das dritte Wälzlager.
  • Außerdem ist es für den Innenring und den Außenring des vierten Wälzlagers bevorzugt, um eine Maßänderung bei Langzeitnutzung unter hoher Temperatur zu unterbinden, den Gehalt an restlichem Austenit nach dem Anlassen mit 2,0 Vol.-% oder weniger festzulegen.
  • Die vorliegende Erfindung schafft außerdem ein Wälzlager, wie im dritten Wälzlager festgelegt, bei welchem der Außenring aus Stahlmaterial gebildet ist, das als Legierungsbestandteil 0,3 Gew.-% oder mehr und 0,7 Gew.-% oder weniger C und 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr in einer vorbestimmten Form enthält, woraufhin eine Karbonitrierungsbehandlung und ein Härten und Anlassen angewendet werden, bei welchem die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche 700 oder mehr beträgt und wobei ein Absolutwert für die Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche 160 MPa oder mehr beträgt.
  • Außerdem ist es für den Innenring und den Außenring bei diesem Wälzlager bevorzugt, um die Maßänderung bei Langzeitnutzung unter hoher Temperatur zu unterbinden, den Gehalt an restlichem Austenit nach dem Tempern auf 2,0 Vol.-% oder weniger festzulegen.
    •
  • KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • 1 zeigt eine beispielhafte Ansicht eines 2-Zylinder-Verschleißtests, der für bevorzugte Ausführungsformen durchgeführt wurde, wobei (a) eine Vorderaufrissansicht und (b) eine Seitenaufrissansicht zeigen.
  • 2 zeigt eine beispielhafte Ansicht eines Hochtemperatur-Schubbelastungs-Lebensdauertests, der für bevorzugte Ausführungsformen durchgeführt wird.
  • 3 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt und dem Cr-Gehalt in Stahlmaterialien, die in jeder von Testproben bevorzugter Ausführungsformen verwendet wird.
  • 4 zeigt eine Querschnittsansicht eines Wälzlagers in Übereinstimmung mit einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
  • 5 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen der Härte (HV) und der Stoßfestigkeit (Relativwert) in einer Position für eine 2%-Da-Tiefe, erhalten aus dem Testergebnis für bevorzugte Ausführungsformen.
  • 6 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen dem Mo/Cr-Verhältnis (Mo/Cr) und der Stoßfestigkeit (Relativwert) in einer Position für die 2%-Da-Tiefe, erhalten aus dem Testergebnis für Ausführungsformen.
  • 7 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und einer Karbonitrierungszeit für die verwendete Stahllegierung.
  • 8 zeigt eine schematische Ansicht einer Innenring-Bruchlebensdauer-Testvorrichtung, die für bevorzugte Ausführungsformen verwendet wird.
  • BESTER AUSFÜHRUNGSMODUS DER ERFINDUNG
  • Bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nunmehr erläutert.
  • [Erste Ausführungsform]
  • Als erste Ausführungsform wird eine bevorzugte Ausführungsform eines ersten Wälzlagers in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung erläutert.
  • Unter Verwendung von Stahlmaterialien Nr. 1-1 bis 1-13 wurden Testteile zur Messung der Vickers-Härte (HV), zur Messung des Restgehalts an Austenit für einen Verschleißtest und für einen Hochtemperatur-Schubbelastungs-Lebensdauertest zubereitet. Die Legierungsbestandteile, die in den Stahlmaterialien Nr. 1-1 bis 1-13 enthalten sind, sind in der folgenden Tabelle 1 aufgelistet. Jede der Testproben wurde wie nachfolgend erläutert zubereitet.
  • Zunächst wurde jedes der Stahlmaterialien für jeden der Tests in eine vorbestimmte Form ausgebildet. Daraufhin wurde jedes der derart gebildeten Erzeugnisse in einer Endogasatmosphäre bei 820 bis 860°C für eine halbe Stunde gehalten, daraufhin in Öl bei 60 bis 100°C gehärtet und daraufhin angelassen, indem es auf der jeweiligen in der Tabelle gezeigten Temperatur für 1 bis 2 Stunden gehalten wurde.
  • Unter Verwendung von jeder der derart erhaltenen Testproben wurden eine Messung der Vickers-Härte, eine Messung des restlichen Austenit-Gehalts, ein Verschleißtest und ein Hochtemperatur-Schubbelastungslagertest durchgeführt.
  • Die Messung der Vickers-Härte wurde in Übereinstimmung mit dem Vickers-Härte-Testverfahren in Übereinstimmung mit JIS Z 2244 durchgeführt. Die Messung des Gehalts an restlichem Austenit wurde durch Röntgenstrahl-Beugungsuntersuchung durchgeführt.
  • Der Verschleißtest wurde mit einem Zweizylinder-Verschleißtest durchgeführt, wie in 1 gezeigt. 1(a) zeigt eine Vorderaufrissansicht, und (b) zeigt eine Seitenaufrissansicht.
  • Zunächst wurde ein Paar von zylindrischen Testteilen 2 an einem Paar von vertikal gegenüberliegenden Drehwellen 1 angebracht. Daraufhin wurde eine Last an die obere Testprobe 2 angelegt, um die beiden Testteile 2 in Kontakt zu bringen, und während ein Schmiermittel aus einer Düse 3 in eine Kontaktposition geblasen wurde, wurde eines der Testteile 2 bei niedriger Drehzahl drehangetrieben, wodurch beide der Testteile 2 in einer Richtung entgegengesetzt zueinander gleitend in Drehung versetzt wurden. Nach einer Drehung um eine vorbestimmte Distanz wurde ein Verschleißausmaß pro Einheitsgleitdistanz (Gesamtgewichtsverringerung für beide der Proben 2) gemessen. (Testbedingung)
    Form der Testprobe: Zylinder mit einem Außendurchmesser von 30 mm und einer Dicke von 7 mm.
    Oberflächenrauhigkeit der Testprobe: Ra 0,008–0,01 μm
    Antriebsseitige Drehzahl: 10 U/min
    Abtriebsseitige Drehzahl: 7 U/min
    Gleitverhältnis: 30%
    Schmiermittel: Spindelöl #10
    Oberflächendruck: 120 kg/mm2
    Gleitdistanz: 3.000 m
    Testtemperatur: 20°C
  • Wie in 2 gezeigt, wurde der Hochtemperatur-Schubbelastungs-Lebensdauertest durch Anordnung von kugelförmigen Testproben 5 auf einer plattenförmigen Test probe 4 und Drehen der kugelförmigen Testproben 5 in einem Zustand unter Belastung mit einem Schubbelastungsgewicht durchgeführt. (Testbedingung)
    Testvorrichtung: Schubbelastungs-Testvorrichtung wie in Special Steel Manual (erste Ausgabe), Seiten 10–21 (editiert durch das Denki Seiko Institute, herausgegeben von Richogakusha am 25. Mai 1965) erläutert.
    Form der Testprobe
    Platte: Scheibe mit einem Durchmesser von 60 mm und einer Dicke von 6 mm
    Kugel: Kugel mit einem Durchmesser von 3/8 Inch
    Oberflächenrauhigkeit der Testprobe
    Platte: Ra 0,008 bis 0,01 μm
    Kugel: Ra 0,006 μm
    Oberflächendruck: 5.500 MPa
    Drehzahl: 1.000 U/min
    Schmiermittel: Turbinenöl #254
    Testtemperatur: 200°C
    Lebensdauerbeurteilung: Auftreten von Schuppenbildung
    Lebensdauerwert: Relativwert basierend auf der L10-Lebensdauer von Nr. 10 (SUJ 2) als "1"
  • Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der Messung und des Tests. In der Tabelle 1 sind diejenigen numerischen Werte unterstrichen, die außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegen.
  • Wie aus dem Ergebnis von Tabelle 1 hervorgeht, zeigen Nr. 1-1 bis Nr. 1-4 und Nr. 1-11 bis Nr. 1-13 mit dem Legierungsbestandteil und der Vickers-Härte im Bereich der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu Nr. 1-10 (SUJ 2) die doppelte oder eine noch höhere Hochtemperatur-Schubbelastungslebensdauer. Im Gegensatz hierzu zeigen Nr. 1-5 bis Nr. 1-9 mit dem Legierungsbestandteil und der Vickers-Härte außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung eine Hochtemperatur-Schubbelastungslebensdauer von etwa dem 1,4- bis 1,6-fachen von Nr. 1-10 (SUJ 2).
  • Während Nr. 1-5 bis Nr. 1-9 mit dem Legierungsbestandteil und der Vickers-Härte außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ein großes Verschleißausmaß pro Einheitsgleitdistanz von 0,0050 bis 0,0085 g/m zeigen, zeigen Nr. 1-1 bis Nr. 1-4 und Nr. 1-11 bis Nr. 1-13 mit dem Legierungsbestandteil und der Vickers-Härte im Bereich der vorliegenden Erfindung ein kleines Verschleißausmaß von 0,0010 bis 0,0030 g/m.
  • 3 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen dem Mo-Gehalt und dem Cr-Gehalt von Stahlmaterialien, die für jede der Testproben verwendet wurden. Ein schraffierter Bereich in der Kurve zeigt den Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung (den Bereich, der folgendes jeweils erfüllt: Cr: 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger, Mo: 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger, (Mo/Cr ≥ 1,1). Die Nrn. 1 bis 4 und die Nrn. 1-11 bis 1-13 innerhalb des vorstehend erläuterten Bereichs weisen eine Hochtemperatur-Schubbelastungslebensdauer auf, die doppelt so groß ist wie diejenige der Nr. 1-10 (SUJ 2) oder größer, während Nr. 1-5 bis Nr. 1-9 außerhalb des Bereichs eine Lebensdauer aufweisen, die kürzer ist als das Doppelte.
  • Die Lager gemäß der vorliegenden Erfindung, die für eine Hochtemperaturanwendung oberhalb von 200°C geeignet sind, weisen eine Verschleißbeständigkeit bei Raumtemperatur und außerdem eine lange Lebensdauer selbst bei einer hohen Temperatur auf, wie in Tabelle 1 gezeigt, aufgrund des Effekts der feinen M23C6-Karbide, die verteilt auf der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche abgeschieden sind unter Festlegung als (Mo/Cr ≥ 1,1), zusätzlich zu der Anti-Anlassfähigkeit von Cr und Mo.
  • Unter Verwendung der Stahlmaterialien Nrn. 1-1 bis 1-13 wurden Innenringe, Außenringe und Wälzelemente für Wälzlager des Lagers Nr. 6202 unter denselben Bedingungen hergestellt wie diejenigen für jede der vorstehend erläuterten Testproben. Wenn die Wälzlager einer Lebensdauer-Testvorrichtung dargeboten wurden und die Wälzermüdungslebensdauer unter den Wälzbedingungen gemessen wurde, konnte im Wesentlichen dasselbe Ergebnis erzielt werden wie dasjenige für den Hochtemperatur-Schubbelastungs-Lebensdauertest, der vorstehend erläutert ist.
  • Oberflächendruck: 300 MPa
    Drehzahl: 3.000 U/min
    Schmiermittel: Turbinenöl #254
    Testtemperatur: 200°C
    Lebensdauerbeurteilung: Auftreten von Schuppenbildung
    Lebensdauerwert: Relativwert basierend auf der L10-Lebensdauer von Nr. 10 (SUJ 2) als "1"
  • Da der Gehalt an restlichem Austenit mehr als 2,0 Vol.-% in den Nrn. 5, 6 und 9 beträgt, lässt deren Maßstabilität zu wünschen übrig.
  • Aus Vorstehendem geht hervor, dass die Verschleißbeständigkeit bzw. -festigkeit bei hoher Temperatur verbessert ist und dass die Wälzermüdungslebensdauer bei hoher Temperatur verlängert ist durch Festlegen der Legierungsbestandteile und der Vickers-Härte innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Da keine Notwendigkeit besteht für eine Karburierungsbehandlung oder eine Karbonitrierungsbehandlung, und da außerdem keine Notwendigkeit besteht, eine große Menge an besonders teuren Elementen als Legierungsbestandteile zuzusetzen, können die Herstellungskosten niedriger gehalten werden.
  • Bei dieser Ausführungsform weisen sowohl der Innenring wie der Außenring eine Konstitution auf, welche die Bedingung der vorliegenden Erfindung erfüllt; das Wälzlager gemäß der vorliegenden Erfindung stellt außerdem ein noch höheres Leistungsvermögen bereit als das existierende Wälzlager selbst dann, wenn die Konstitution die Bedingungen der vorliegenden Erfindung ausschließlich für den Innenring erfüllt.
  • (Zweite Ausführungsform)
  • Als zweite Ausführungsform wird eine bevorzugte Ausführungsform eines zweiten Wälzlagers in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung erläutert.
  • 4 zeigt eine Querschnittsansicht eines Wälzlagers entsprechend einer bevorzugten Ausführungsform in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung.
  • Bei dem Wälzlager handelt es sich um ein Kugellager mit einem Innenring 11, einem Außenring 12, Kugeln (Wälzelement 13) und einem Käfig 14. Bei dieser Ausführungsform wurden Kugellager gemäß JIS-Lagernummer 695 vorbereitet, während die Materialien und die Wärmebehandlungsbedingungen für den Innenring 11, den Außenring 12 und die Kugel 13 variiert wurden.
  • Für den Innenring 11 und den Außenring 12 wurden die in Tabelle 2 gezeigten Stahlmaterialien (Stahlspezies Nrn. A1 bis A12 und B1 bis B7) jeweils in eine vorbestimmte Form geformt und daraufhin unter jeder der Bedingungen einem Härten und Anlassen unterworfen. Eine Unter-Null-Behandlung wurde außerdem für einen Teil von ihnen angewendet.
  • In Tabelle 2 sind diejenigen numerischen Werte unterstrichen, die aus dem Bereich der vorliegenden Erfindung stammen. Die Stahlspezies Nrn. A1 bis A12 sind Stahlmaterialien, die einen Gehalt für die jeweiligen Legierungsbestandteile und das Verhältnis (Mo/Cr) in der Position für 2%-Da-Tiefe (sämtliche) innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung haben. Die Stahlspezies B1 bis B7 sind Stahlmaterialien, die den jeweiligen Gehalt von jedem der Legierungsbestandteile und/oder das Verhältnis (Mo/Cr) in der Position für 2%-Da-Tiefe außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung haben. Bei der Stahlspezies Nr. B7 handelt es sich um SUJ 2.
  • Für die Kugel (Wälzelement) 13 wurden Kugeln verwendet, die aus SUJ 2 hergestellt waren, das üblicherweise für Kugellager des JIS-Lagers Nr. 695, hergestellt durch NSK Ltd. (Oberflächenhärte HV780) verwendet werden, oder aus solchen, die die in Tabelle 3 gezeigten Materialien umfassen. Eine Nitrierungsbehandlung wird auf die Kugeln angewendet, die aus S1, S2 und S3 in Tabelle 3 hergestellt sind.
  • Der Innenring, der Außenring und die Kugeln (Wälzelemente) wurden so kombiniert, wie in den Tabellen 4 und 5 gezeigt, um Wälzlager gemäß den Proben Nrn. 2-1 bis 2-31 herzustellen. In jeder der Proben waren die Innenringe und die Außenringe aus demselben Material und unter identischen Bedingungen hergestellt worden. Alle verwendeten Wälzelemente wurden durch Läppen auf die Qualität 3 oder höher gebracht. Als Käfig wurden aus Kunststoffmaterialien hergestellte Käfige verwendet, und als Schmiermittel wurden ein Rostverhinderungsöl und ein mineralisches Fett verwendet.
  • Für den Innenring und den Außenring wurden der Gehalt an restlichem Austenit (Vol.-%) gemessen: γR in der Position ausgehend von der Laufbahnfläche zum Kernabschnitt mit einer Größenabmessung entsprechend 2% des Durchmessers der Kugel (Position für die 2%-Da-Tiefe), und die Vickers-Härte wurde gemessen: HV in der Position für die 2%-Da-Tiefe.
  • Für die Vickers-Härte (HV) in der Position für die 2%-Da-Tiefe wurde die Oberfläche der Nut bzw. Rille geschliffen, um die Querschnittsposition auf der 2%-Da-Tiefe freizulegen, und die Vickers-Härte an der freigelegten Oberfläche wurde direkt unter einer Testlast von 500 g gemessen. Das Ausmaß an restlichem Austenit wurde durch Röntgenstrahl-Beugungsmessung ermittelt. Die Ergebnisse sind ebenfalls gemeinsam in Tabelle 4 und 5 gezeigt. In den Tabellen sind diejenigen numerischen Werte unterstrichen, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Das Mo-zu-Cr-Verhältnis (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) in der Position für die 2%-Da-Tiefe wird auf Grundlage des Cr-Gehalts und des Mo-Gehalts der verwendeten Stahlmaterialien berechnet, und es ist in Tabelle 2 gezeigt.
  • Für die Lager aller Proben wurde die Stoßbeständigkeit bzw. -festigkeit durch das folgende Verfahren untersucht.
  • Zunächst wurde als Anfangswert eine axiale Vibrationsbeschleunigung (G-Wert) gemessen, wenn ein Vordruck von 11,76 N in axialer Richtung an das Lager von jeder Probe angelegt und eine Drehung mit einer Drehzahl von 1.800 U/min ausgeführt wurden. Daraufhin wurde eine axiale Last von 11,76 N zusätzlich angelegt, und das Lager wurde unter derselben Bedingung gedreht, um den G-Wert zu messen. Daraufhin wurde die axiale Last mit 49,0 N gewählt, woraufhin eine Prozedur zum Messen des G-Werts wiederholt wurde, während unter derselben Bedingung gedreht wurde unter Erhöhung der axialen Last jeweils um 4,9 N. Die axiale Last wurde als Stoßlastwert festgelegt, wenn der Messwert des G-Werts ausgehend vom Anfangswert um 20 mG zugenommen hatte.
  • Daraufhin wurden Relativwerte für den Stoßlastwert von jeder Probe auf Grundlage des Stoßfestigkeitslastwerts der Probe Nr. 2-27 (Probe, bei welcher sowohl die Innen- wie die Außenringe und die Wälzelemente aus SUJ 2 hergestellt waren und eine Wärmebehandlung auf die Innen- und Außenringe derart angewendet wurde, das das restliche Austenit in der Position für 2% DA 0 beträgt) als Standard („1,00") berechnet, und die relative Stoßfestigkeit (Eindrückbeständigkeit) für jede Probe wurde in Übereinstimmung mit dem Relativwert ermittelt. Der größere Wert bedeutet eine höhere Stoßfestigkeit (Eindrückbeständigkeit). Die Werte sind ebenfalls in der Tabelle 4 und der Tabelle 5 gezeigt.
  • 5 zeigt als Kurvendarstellung die Beziehung zwischen der Härte (HV) in der Position für die 2%-Da-Tiefe und der Stoßfestigkeit (Relativwert), und 6 zeigt die Beziehung zwischen dem Mo-zu-Cr-Verhältnis (Mo/Cr) in der Position für 2% Da und der Stoßfestigkeit (Relativwert).
  • Wie aus diesen Ergebnissen hervorgeht, sind die Lagerproben Nrn. 2-1 bis 2-18, die sämtliche Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen, bezüglich der Stoßfestigkeit den Lagerproben Nrn. 2-19 bis 2-31 überlegen, welche keine der Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen.
  • Während die Innen- und Außenringe der Nrn. 2-19 und 2-20 aus Stahlmaterial im Bereich der vorliegenden Erfindung gebildet sind, waren sie bezüglich der Stoßfestigkeit dem Standard Nr. 2-27 überlegen, weil die Innen- und Außenringe von Nr. 2-19 einen großen Gehalt an restlichem Austenit in der Position für die 2%-Da-Tiefe von 10,5 Vol.-% aufwies und weil die Innen- und Außenringe der Nr. 2-20 eine kleine Härte HV in der Position für 2% Da aufwiesen, die HV 701 klein ist.
  • Während die Innen- und Außenringe der Nrn. 2-21 bis 2-23 das Mo/Cr-Verhältnis (Mo/Cr) in der Position der 2%-Da-Tiefe von 1,1 oder mehr aufwiesen, konnte keine ausreichende Stoßbeständigkeit erzielt werden, weil jeder Gehalt der Legierungsbestandteile in den Stahlmaterialien außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung lag. Das heißt, die Nr. 2-21 konnte keine ausreichende Härte bereitstellen, weil der Gehalt an Kohlenstoff in dem verwendeten Stahlmaterial niedriger war. Während die Nrn. 2-22 und 2-23 eine Härte von 720 oder mehr in der Position für die 2%-Da-Tiefe aufwiesen, war die Stoßbeständigkeit unzureichend, weil der Gehalt an Silizium bzw. Chrom in dem verwendeten Stahlmaterial niedriger war.
  • Da die Innen- und Außenringe der Nrn. 2-24 bis 2-31 ein Mo/Cr-Verhältnis in der Position für die 2%-Da-Tiefe von weniger als 1,1 aufwiesen, konnte keine ausreichende Beständigkeit bzw. Festigkeit erzielt werden.
  • Im Vergleich zu Nrn. 2-1 bis 2-18 zeigen die Lager 2-15 bis 2-18 unter Verwendung von Wälzelementen (Kugeln), die aus einem anderen Material als SUJ 2 hergestellt sind, eine besonders hervorragende Stoßbeständigkeit bzw. -festigkeit (Eindrückbeständigkeit). Dies ist deshalb der Fall, weil die Innenringe und die Außenringe sämtliche der Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen und die Differenz zwischen der Härte der Kugel (HV 1320–1470) und der Härte in der Position für die 2%-Da-Tiefe der Innen- und Außenringe (HV 778) 300 groß oder größer ist. Da die Lager Nrn. 2-15 bis 2-17 eine Differenz zwischen der Oberflächenhärte der Kugel und der Härte in der Position für die 2% Da (Tiefe) der Innen- und Außenringe von 500 oder mehr zeigten, besitzen sie eine hervorragende Stoßbeständigkeit.
  • Selbst in dem Fall, dass die Differenz zwischen der Härte der Kugel und der Härte der Laufbahnfläche der Innen- und Außenringe 300 oder mehr HV groß ist, wird dann, wenn der Innenring und der Außenring die Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen, die Stoßfestigkeit (Eindrückbeständigkeit) beeinträchtigt, so wie in den Lagern Nrn. 2-28 bis 2-31.
  • Bei dieser Ausführungsform besitzen sowohl der Innenring wie der Außenring die Konstitution, welche die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen; das Wälzlager gemäß der vorliegenden Erfindung vermag jedoch eine stärker bevorzugte Stoßfestigkeit (Eindrückbeständigkeit) als die zur Verfügung stehenden Wälzlager bereitzustellen, selbst dann, wenn die Konstitution die Bedingungen der vorliegenden Erfindung ausschließlich im Innenring erfüllt.
  • (Dritte Ausführungsform)
  • Als dritte Ausführungsform werden bevorzugte Ausführungsformen von dritten und vierten Wälzlagern in Übereinstimmung mit dieser Erfindung erläutert.
  • (Proben Nr. 3-1 bis 3-11)
  • Lagerinnenringe wurden vorbereitet mit den Legierungsstählen Nr. 10 und Nrn. 14 bis 23, die in Tabelle 6 gezeigt sind. In der Tabelle sind diejenigen numerischen Werte außerhalb des Bereichs der Erfindung unterstrichen (die Legierungsbestandteilzusammensetzung des Stahlmaterials für den Innenring des dritten Wälzlagers).
  • Zunächst wurde jeder der Legierungsstähle in Form eines Innenrings geformt, und ein halbelliptischer Riss K wurde in einem zentralen Abschnitt der Laufbahnfläche des geformten Produkts gebildet. Daraufhin wurden die Proben Nr. 3-1 bis Nr. 3-9 in einer Mischgasatmosphäre aus einem RX-Gas und einem Ammoniumgas bei einer Temperatur von 900 bis 950°C karbonitriert, einem Härten unterworfen, indem sie in einer RX-Gasatmosphäre bei 820 bis 860°C gehalten wurden, und daraufhin abgeschreckt und danach angelassen bei der jeweiligen in Tabelle 7 gezeigten Temperatur.
  • Die Probe Nr. 3-10 wurde in einer RX-Gasatmosphäre bei einer Temperatur von 900 bis 950°C karburiert, gehärtet, indem sie in der RX-Gasatmosphäre bei 820 bis 860°C gehalten wurde, und abgeschreckt und daraufhin angelassen bei 270°C. Die Probe Nr. 3-11 wurde gehärtet, indem sie bei 820 bis 860°C gehalten wurde, und daraufhin gehärtet und nachfolgend bei 270°C angelassen.
  • Ein Innenring mit einem verjüngten Innendurchmesser wurde vorbereitet durch Anwenden von abschließendem Schleifen auf das Formgebungsprodukt nach der Wärmebehandlung. Die Heizaufrechterhaltungszeit beim Härten betrug 40 min und die Heizaufrechterhaltungszeit beim Anlassen betrug 120 min.
  • Wie in 8 gezeigt, wurde ein zylindrisches Wälzlager J mit dem Innenring 11 einer Testvorrichtung dargeboten, um den Innenring-Rissbruchlebensdauertest durchzuführen. Das heißt, der Innenring 11 wurde in eine verjüngte Welle S gepresst, auf den Innenring 1 wurde eine Anpassungsspannung von 200 MPa ausgeübt und die verjüngte Welle S wurde unter der Bedingung einer radialen Last von 38.000 N und einer Drehzahl von 1.800 U/min gedreht. Dadurch wurde Wälzspannung auf die Laufbahnfläche des Innenrings 11 ausgeübt, um den Riss K zu entwickeln bzw. auszubilden, und die Gesamtdrehzahl, bis der Innenring 11 in der axialen Richtung zerrissen war, wurde untersucht.
  • Andererseits wurden vor dem Innenring-Rissbruchlebensdauertest der Kohlenstoffgehalt in der Oberflächenschicht (Oberflächen-Kohlenstoffkonzentration) auf der Seite der Laufbahnfläche des Innenrings 11 und die Druckrestspannung an der Laufbahnfläche des Innenrings 11 nach der Wärmebehandlung gemessen.
  • Proben für die Messung der Vickers-Härte (HV) für die Messung des Gehalts an restlichem Austenit und für den Verschleißtest wurden jeweils zubereitet durch Durchführen von jeder der identischen Wärmebehandlungen, die vorstehend erläutert sind, unter Verwendung von jedem der Legierungsstähle.
  • Eine Messung der Vickers-Härte wurde in Übereinstimmung mit dem Vickers-Härte-Testverfahren „JIS Z 2244" durchgeführt. Die Messung für den Gehalt an restlichem Austenit wurde durch Röntgenstrahlbeugung durchgeführt. Der Verschleißtest wurde durch dasselbe Verfahren durchgeführt wie dasjenige für die erste Ausführungsform und mit akzeptabel bzw. „O" für ein Verschleißausmaß von 0,010 g/mm oder weniger bezeichnet, mit fehlerhaft bzw. „X" für das Verschleißausmaß, das 0,010 g/m übersteigt und mit besonders hervorragend bzw. „⌾" für das Verschleißausmaß von 0,003 g/m oder weniger.
  • Die Laufbahnfläche des Innenrings nach der Wärmebehandlung wurde außerdem durch ein Elektronenmikroskop beobachtet, um zu untersuchen, ob Makrokarbide auf der Laufbahnfläche gebildet waren oder nicht.
  • Jede der Bedingungen und die vorstehend erläuterten Testergebnisse sind in Tabelle 7 aufgeführt. Wie aus Tabelle 7 hervorgeht, liegen sämtliche Innenringe der Proben Nrn. 3-3 bis 3-8 im Bereich der vorliegenden Erfindung; das heißt, sie liegen im Bereich des Gehalts für Kohlenstoff und Chrom in den verwendeten Legierungsstählen (0,3 ≤ C ≤ 0,7, 0,7 ≤ Cr ≤ 1,5), im Bereich der Vickers-Härte im Bereich der Laufbahnoberfläche (HV 700 oder mehr) und im Bereich des Absolutwerts der Druckrestspannung (160 MPa oder mehr), weshalb die Ring-Rissbruchlebensdauer 100 × 106 Um (Umdrehung) hoch oder höher war und der Innenring-Rissbildungs bruch wurde weniger häufig hervorgerufen. Die Verschleißbeständigkeit war ebenfalls hoch, und keine Makrokarbide wurden auf der Laufbahnfläche gebildet.
  • Da in den Innenringen der Proben Nrn. 3-5 und 3-7 die verwendeten Legierungsstähle (Stahl Nrn. 18, 20) jeweils den Gehalt für Kohlenstoff, Silizium, Chrom, Molybdän und Mangan erfüllen sowie Mo/Cr ≥ 1,1 entsprechend dem Innenring des fünften Wälzlagers, war die Verschleißbeständigkeit besonders hoch.
  • Bei den Innenringen der Proben Nrn. 3-9 bis 3-11 betrug hingegen der Absolutwert der Druckrestspannung 160 MPa oder weniger, weil die verwendeten Legierungsstähle einen Kohlenstoffgehalt von 0,7 Gew.-% oder höher hatten. Infolge hiervon war die Innenring-Rissbruchlebensdauer niedrig. Insbesondere wurde in den Proben Nrn. 3-0 und 3-11 Flockenbildung auf der Innenring-Laufbahnfläche beobachtet.
  • In der Probe Nr. 3-10 waren Makrokarbide auf der Laufbahnfläche bei Beobachtung durch ein Elektronenmikroskop niedergeschlagen, und Schuppenbildung war dadurch hervorgerufen als die Anfangspunkte. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die Oberflächen-Kohlenstoffkonzentration 1,4 Gew.-% hoch ist. Schuppenbildung wurde verursacht auf bzw. in der Innenring-Laufbahnfläche der Probe Nr. 3-11, weil die Oberflächenhärte durch Anwenden von Hochtemperaturanlassen (mit einem derartigen Ausmaß, dass der Gehalt an restlichem Austenit 0 war) HV 630 niedrig war ohne Karbonitrierungsbehandlung.
  • Da bei den Proben Nrn. 3-1 und 3-2 der Kohlenstoffgehalt des verwendeten Legierungsstahls 0,3 Gew.-% oder weniger betrug, was viel Karbonitrierungsbehandlungszeit erfordert, sind die Wärmebehandlungskosten hoch. Da außerdem bei den Proben Nrn. 3-2 und 3-9 der Chromgehalt der verwendeten Legierungsstähle 0,7 Gew.-% oder weniger betrug, war die Verschleißbeständigkeit schlecht.
  • (Proben Nrn. 3-12 bis 3-20)
  • Die für den Rissbruchlebensdauertest der Innenringe verwendeten Innenringe, wie vorstehend erläutert, wurden in derselben Weise vorbereitet wie vorstehend erläutert unter Verwendung der Legierungsstähle Nrn. 10, 17 und 20, die in Tabelle 6 gezeigt aufgeführt sind. Die Anlasstemperatur war hingegen so geändert, wie in Tabelle 8 gezeigt. Unter denselben Bedingungen wurden Testteile für den Hochtemperatur-Schubbelastungstest zubereitet. Der Hochtemperatur-Schubbelastungstest wurde mit demselben Verfahren durchgeführt wie für die erste Ausführungsform, und Relativwerte wurden auf Grundlage des Werts „1" für die Hochtemperatur-Schubbelastungslebensdauer der Probe Nr. 3-20 unter Verwendung des Legierungsstahls Nr. 10 berechnet.
  • Ein Test zum Untersuchen der Maßstabilität unter Verwendung des Innenrings 11 für den Rissbruchlebensdauertest des Innenrings wurde durch das folgende Verfahren durchgeführt. Zunächst wird die Größe des Außendurchmessers des Innenrings 11 vor dem Test gemessen. Daraufhin wird, nachdem der Innenring 11 auf 150°C für 2.500 Stunden gehalten wurde, die Größe des Außendurchmessers des Innenrings erneut gemessen. Ein Größenänderungskoeffizient (%) ist als ein Wert definiert, der erhalten wird durch Dividieren der Differenz ΔD zwischen den beiden Messwerten durch eine Größe D vor dem Test und durch Ausdrücken des Werts in Prozent. Wenn die Größenänderung des Veränderungskoeffizienten innerhalb von 0,010% liegt, kann beurteilt werden, dass die praktische Maßstabilität zufriedenstellend ist.
  • Die Testteile für die Messung der Vickers-Härte (HV) und für die Messung des restlichen Austenit-Gehalts wurden jeweils vorbereitet durch Anwenden einer identischen Wärmebehandlung auf die Proben von jeder Nummer bzw. Anzahl, und die Vickers-Härte (HV) und der restliche Austenit-Gehalt (γR) wurden gemessen.
  • Jede der Bedingungen und die Testergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Wie aus Tabelle 8 hervorgeht, zeigten die Proben Nrn. 3-14, 3-15 und 3-18 bis 3-20 mit einem restlichem Austenit-Gehalt von 2,0 Vol.-% oder weniger, eine bevorzugte praktische Maßstabilität. Die Proben Nrn. 3-12 bis 3-19 zeigten eine Oberflächenhärte von HV 700 oder mehr, und sie stellten eine Hochtemperatur-Schubbelastungslebensdauer bereit, die 1,8-mal so groß war wie bei der Probe Nr. 3-20 mit der Oberflächenhärte, die HV 640 niedrig war.
  • (Probe Nr. 3-21 bis Nr. 3-30)
  • Außenringe und Innenringe von selbstausrichtenden Wälzlagern des Wälzlagers Nr. 22211 wurden in Übereinstimmung mit der Konstitution in Tabelle 9 vorbereitet.
  • Die Außenringe wurden vorbereitet unter Verwendung von Legierungsstählen Nrn. 1 bis 9 und 20, die in Tabelle 10 gezeigt sind, und unter den Wärmbehandlungsbedingungen, die in Tabelle 9 gezeigt sind. In Tabelle 10 ist der numerische Wert außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung unterstrichen (Legierungs-Bestandteilzusammensetzung für die Stahlmaterialien für die Außenringe des vierten Wälzlagers). Die Innenringe wurden vorbereitet unter Verwendung von Legierungsstählen Nrn. 17 und 20, die in Tabelle 6 gezeigt sind, und unter den Wärmebehandlungsbedingungen, die in Tabelle 11 gezeigt sind. Walzen aus SUJ 2 wurden als Wälzelemente zubereitet.
  • Testteile für die Messung der Vickers-Härte und für die Messung des restlichen Austenit-Gehalts durch Durchführen identischer Wärmebehandlung bezüglich der Proben von jeder Nummer bzw. Anzahl wurden bereitgestellt, und die Vickers-Härte (HV) und der restliche Austenit-Gehalt (γR) wurden gemessen.
  • Sich selbst ausrichtende Wälzlager des Lagers Nr. 22211 wurden zusammengebaut unter Verwendung der Innenringe, der Außenringe und der Wälzelemente, und der Lebensdauertest wurde durchgeführt unter den folgenden Bedingungen bei hoher Temperatur und unter Schmierung unter Eindringen von Fremdstoffen.
    Eingedrungene Fremdstoffe: Edelstahlpulver einer Größe von 74 bis 147 μm.
    Menge der eingedrungenen Fremdstoffe: 300 ppm.
    Schmiermittel: „Nisseki R068" (entsprechend ISO-VG 68)
    Lastbedingung: Radiallast = 30.000 V Axiallast = 7.500 V (P/C = 0,43)
    Drehzahl des Lagers: 1.500 U/min
    Testtemperatur: 130°C.
  • Ein Lebensdauertest wurde für sämtliche 20 Lager für die Proben jeder Nummer bzw. Anzahl durchgeführt, und die gesamte Drehzeit (L10-Lebensdauer) bis zum Auftreten der Schuppenbildung in 10% der Lager von der Seite der kürzeren Lebensdauer wurde ermittelt durch die Weibull-Verteilungsfunktion. Außerdem wurde untersucht, ob in den Außenringen oder den Innenringen Schuppenbildung auftrat und das Verhältnis für die Zahl der Flockenbildung im Außenring zur Zahl der gesamten Flockenbildung (Außenring-Bruchverhältnis) wurde für jedes Lager von jeder Probennummer bzw. -anzahl berechnet.
  • Jede der vorstehend erläuterten Bedingungen und die Testergebnisse sind in Tabelle 9 gezeigt. Beim Vergleich in den Proben Nrn. 3-21 bis 3-28 zeigten die Proben Nrn. 3-21 bis 3-23 mit der Zusammensetzung für das Stahlmaterial des Außenrings innerhalb des Bereichs des vierten Lagers eine längere Lebensdauer unter Hochtemperatur und bei Schmierung mit Eindringen von Fremdstoffen als die Proben Nrn. 3-24 bis 3-28 außerhalb des vorstehend erläuterten Bereichs. Bei den Proben Nrn. 3-21 bis 3-23 trat Schuppenbildung in den Innenringen stärker auf als in den Außenringen. Bei den Proben Nrn. 3-24 bis 3-28 trat Schuppenbildung in den Außenringen stärker auf als in den Innenringen.
  • Die Probe Nr. 3-29 vermochte eine zufriedenstellende Lebensdauer gleich denjenigen in den Proben Nrn. 3-21 bis 3-23 bereitzustellen, weil dies erzielt wurde durch Anwenden einer Karbonitrierungsbehandlung sowohl auf die Innen- wie die Außenringe. Da dies erhalten wurde durch Anwenden der Karbonitrierungsbehandlung auf sowohl die Innen- wie die Außenringe waren höhere Wärmebehandlungskosten erforderlich als für die Proben Nrn. 3-21 bis 3-28, bei welchem die Karbonitrierungsbehandlung auf die Außenringe nicht angewendet wurde.
  • Da die Zusammensetzung des Stahlmaterials für die Innenringe im Bereich des vierten Wälzlagers liegt, zeigte die Probe Nr. 3-30 eine längere Lebensdauer unter hoher Temperatur und Schmierung bei Eindringen von Fremdstoffen als die Proben Nrn. 3-21 bis 3-23 und Nr. 3-29. Da die Verschleißbeständigkeit im Wesentlichen identisch war zwischen dem Innenring und dem Außenring, war keine unterscheidende Differenz bezüglich der Nummer bzw. der Anzahl der Schuppenbildung festzustellen, die zwischen den Innenringen und den Außenringen auftrat. Da die Karbonitrierungsbehandlung auf den Außenring angewendet wurde, erforderte sie geringere Wärmebehandlungskosten als diejenigen für die Probe Nr. 3-29.
  • Figure 00370001
  • TABELLE 2
    Figure 00380001
  • TABELLE 3
    Figure 00380002
  • TABELLE 4
    Figure 00390001
  • TABELLE 5
    Figure 00390002
  • TABELLE 6
    Figure 00400001
  • Figure 00410001
  • Figure 00420001
  • Figure 00430001
  • TABELLE 10
    Figure 00440001
  • TABELLE 11
    Figure 00440002
  • INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
  • Wie vorstehend erläutert, stellt die vorliegende Erfindung ein Wälzlager (erstes Wälzlager) mit hoher Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur sowie bei Raumtemperatur bereit, das eine verbesserte Wälzermüdungslebensdauer aufweist und mit verringerten Herstellungskosten herstellbar ist.
  • Da das zweite Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung eine stärker zufriedenstellende Stoßbeständigkeit (Eindrückbeständigkeit) als die bekannten Wälzlager aufweisen, werden hervorragende Geräuschunterdrückungseigenschaften (akustische Eigenschaften) selbst dann erzielt, wenn Stoßlasten angelegt werden. Dadurch kann ein Wälzlager erhalten werden, das für eine klein bemessene Informationseinrichtung zum tragbaren Einsatz geeignet ist.
  • Diese Erfindung stellt außerdem ein Wälzlager (drittes Wälzlager) bereit, welches eine Nutzung bei Anwendung einer hohen Anpassungsspannung größer als 130 MPa auf den Innenring zu widerstehen vermag.
  • Außerdem stellt diese Erfindung ein Wälzlager (viertes Wälzlager) bereit, das einer Nutzung unter Anwendung einer hohen Anpassungsspannung größer als 130 MPa auf den Innenring zu widerstehen vermag, das eine lange Lebensdauer im Fall einer Verwendung unter hoher Temperatur und bei Schmierung unter Eindringen von Fremdstoffen aufweist und das bei verringerten Herstellungskosten herstellbar ist.

Claims (5)

  1. Wälzlager, mit einem Innenring (11), einem Außenring (12) und mehreren Wälzelementen (13), dadurch gekennzeichnet, dass das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten: – Formen des Innenrings (11), des Außenrings (12) und/oder der Wälzelemente (13) in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, mit einem Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder größer, – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger, sodass die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  2. Wälzlager, mit einem Außenring, einem Innenring (oder einer Welle, falls die Innenring-Laufbahn an einer Welle als Lagerringe gebildet ist) und mehreren Wälzelementen, dadurch gekennzeichnet, dass das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten: – Formen des Innenrings (bzw. der Welle) und/oder des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, – Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) an einer Position entsprechend 2% des Durchmessers eines Wälzelements von der Oberfläche einer Laufbahnfläche zu einem Kernabschnitt (Position für die 2%-Da-Tiefe) 1,1 oder mehr beträgt, die Vickers-Härte (HV) an der Position 720 oder mehr beträgt, und der Gehalt an restlichem Austenit an der Position 1,0 Vol.-% oder weniger beträgt.
  3. Wälzlager, mit einem Innenring, einem Außenring und mehreren Wälzelementen, dadurch gekennzeichnet, dass das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten: – Formen des Innenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,3 Gew.-% oder mehr und 0,7 Gew.-% oder weniger C, und 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, – Unterziehen der so gebildeten vorbestimmten Form einer Karbonitrierungsbehandlung, sowie Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche 700 oder mehr beträgt und ein Absolutwert der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche 160 MPa oder mehr beträgt, – Formen des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt, – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder niedriger, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  4. Wälzlager, mit einem Innenring, einem Außenring und mehreren Wälzelementen, dadurch gekennzeichnet, dass das Wälzlager hergestellt ist durch ein Verfahren mit den Schritten: – Formen des Innenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,3 Gew.-% oder mehr und 0,7 Gew.-% oder weniger C, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, und 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt, – Unterziehen der so gebildeten vorbestimmten Form einer Karbonitrierungsbehandlung, sowie Härten und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form, sodass die Vickers-Härte (HV) an der Laufbahnfläche 720 oder mehr beträgt und der Absolutwert der Druckrestspannung auf der Laufbahnfläche 160 MPa oder mehr beträgt, – Formen des Außenrings in eine vorbestimmte Form aus einem Stahlmaterial, das als Legierungsbestandteile enthält: 0,8 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger C, 0,5 Gew.-% oder mehr und 2,5 Gew.-% oder weniger Si, 0,7 Gew.-% oder mehr und 1,5 Gew.-% oder weniger Cr, 0,8 Gew.-% oder mehr und 2,0 Gew.-% oder weniger Mo, und 0,3 Gew.-% oder mehr und 1,2 Gew.-% oder weniger Mn, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei ein Verhältnis von Mo zu Cr (Mo/Cr-Gewichtsverhältnis) 1,1 oder mehr beträgt, – Härten der so gebildeten vorbestimmten Form und Anlassen der so gebildeten vorbestimmten Form bei einer Temperatur von 240°C oder höher und 350°C oder weniger, sodass die Vickers-Härte (HV) der Laufbahnfläche und/oder der Wälzfläche 720 oder mehr beträgt.
  5. Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei welchem der Gehalt an restlichem Austenit auf der Laufbahnfläche für den Innenring und den Außenring 2,0 Vol.-% oder weniger beträgt.
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