DE10101265A1 - Radlagereinheit - Google Patents
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Abstract
Die Erfindung betrifft eine Radlagereinheit, bei welcher die Lebensdauer verbessert wird, ohne das Lager unverhältnismäßig groß und schwer zu gestalten. Die Radlagereinheit zur drehbaren Lagerung eines Fahrzeugrades am Körper eines Kraftfahrzeuges umfasst ein Drehelement, einen äußeren Ring und doppelte Reihen rollender Elemente. Das Drehelement umfasst eine Nabe, mit welcher ein Fahrzeugrad verbunden ist und einen inneren Ring, welcher dem äußeren Umfang des kleineren stirnseitigen Endes der Nabe druckappliziert ist, wobei doppelte Reihen von Führungsfugenoberflächen auf den äußeren Umfangsoberflächen der Nabe bzw. des inneren Rings ausgebildet sind. Der äußere Ring weist doppelte Reihen von Führungsoberflächen auf, welche darin so ausgebildet sind, dass sie den Führungsfugenoberflächen der Nabe und des inneren Ringes gegenüberliegen, und ist fest mit einem fahrzeugkörperseitigen Gelenk verbunden. Die doppelten Reihen rollender Elemente liegen zwischen den Gleisfugen der Nabe, des inneren Rings und des äußeren Rings. In dieser Konstruktion bestehen zumindest die Nabe und der innere Ring aus einem Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent und eine oberflächengehärtete Schicht wird durch eine hochfrequente Härtetechnik in einem vorbestimmten Bereich dieser Schicht gebildet.
Description
Die vorliegende Erfindung bezieht sich im Allgemeinen auf eine Radlagereinheit und
spezieller auf eine Radlagereinheit mit langer Lebensdauer zur drehbaren Lagerung
eines Autorades am Körper eines Kraftfahrzeuges.
Fig. 1 ist ein Diagramm einer Radlagereinheit zur Benutzung mit einem Kraftfahrzeug
und illustriert ein Beispiel einer Konstruktion, welche zum Gebrauch an einem Fahr
zeugrad vorgesehen ist. Diese Radlagereinheit besteht aus einer Nabe 1, einem äußeren
Gelenkelement 3 eines Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 und
einem Achslager 4, welche zu einer Einheit zusammengesetzt sind. Zu beachten ist,
dass das äußere Gelenkelement 3 des Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwin
digkeit 2 mit der Nabe 1 verbunden ist und mit einer Radnabenmutter 9 gesichert ist,
um das Drehmoment zwischen diesen zu übertragen, wobei ein axial verlängerter Bol
zenbereich 5 durch ein Durchgangsloch 6 hindurch geht und Auszackungen 7 und 8 im
äußeren Umfang des Bolzenbereichs 5 bzw. dem inneren Umfang des Durchgangslochs
6 ausgebildet sind.
Das artikulierte Gelenk für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 besteht, zusätzlich zu
dem äußeren Gelenkelement 3, aus einem inneren Gelenkelement 11, welches mit dem
Rand eines Schafts 10 verbunden ist, einer Vielzahl von Drehmomentsübertragungsku
geln 12, welche in die Gleisfugen der inneren und äußeren Gelenkelemente 11 und 3
eingelassen sind, und einem Halteelement 13, welches zwischen der äußeren sphäri
schen Oberfläche des inneren Gelenkelements 11 und der inneren sphärischen Oberflä
che des äußeren Gelenkelements 3 zum Halten der Drehmomentsübertragungskugeln 12
angeordnet ist.
Die Radlagereinheit ist so ausgebildet, dass die Nabe 1 drehbar auf dem Achslager 4
gehalten wird. Ein Fahrzeugrad (nicht dargestellt) ist fest mit der Nabe 1 verbunden und
das Achslager 4 wird durch ein Gelenk 14 an einem Aufhängungssystem (nicht darge
stellt) des Fahrzeugkörpers gehalten.
Das Achslager 4 umfasst eine doppelreihige, winklige Kugellagerstruktur. In dieser
Konstruktion weist ein äußerer Ring 15 doppelte Reihen von Führungsschienenoberflä
chen 16 und 17 auf, welche auf seiner inneren Durchmesseroberfläche ausgebildet sind.
Eine Führungsschienenoberfläche 18 ist auf der äußeren Umfangsoberfläche der Nabe 1
ausgebildet, eine weitere 19 auf der äußeren Umfangsoberfläche eines inneren Ringes
20, welcher durch Druck auf den äußeren Umfang des Randes der Nabe 1 appliziert ist.
Diese Führungsschienenoberflächen 18 und 19 liegen den Führungsschienenoberflächen
16 und 17 des äußeren Rings 15 jeweils gegenüber. Zwischen den Führungsschienen
oberflächen des äußeren Rings 15 und der Nabe 1 sowie dem inneren Ring 20 sind
doppelte Reihen rollender Elemente 21 und 22 vorgesehen. Die rollenden Elemente 21
und 22 werden an dem Umfang nach gleichweit auseinander liegenden Bereichen in den
Halteelementen 24 bzw. 23 gehalten.
Der äußere Ring 15 weist einen Flansch 25 zur Befestigung eines Körpers auf, welcher
hervortretend in seinem äußeren Umfang ausgebildet ist. Der Flansch 25 weist an mehre
ren Stellen um die Oberfläche herum, weibliche Gewinde 26 auf Indem ein Bolzen 27
in die weiblichen Gewinde 26 eingeschraubt wird, wird der äußere Ring 15 fest mit dem
Gelenk 14 verbunden. Es ist zu beachten, dass das Achslager 4 mit einem Saum 28
ausgestattet ist, um versehentliches Eintreten von Fremdmaterial von außen oder Aus
treten von innen vorhandener Schmiere zu vermeiden.
Die Nabe 1 ist mit einem Flansch 29 zur Befestigung des Rades ausgestattet. Der
Flansch 29 weist einen Nabenbolzen 30 auf, welcher an dem Umfang nach gleichweit
voneinander entfernten Bereichen des selben zur Befestigung eines Fahrzeugrades an
geordnet ist. Des Weiteren ist ein Bremsanker 31 mit dem Flansch 29 fest mit der Nabe
30 verankert.
Zufälligerweise bestehen in herkömmlichen Radlagereinheiten die Nabe 1 und der äuße
re Ring 15 im Allgemeinen aus einem Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt wobei die
Führungsfugen induktiv gehärtet sind. Genauer gesagt werden Stahlqualitäten von
S40C- bis S58C-Stahl verwendet (gemäß der Definition in Japanese Industrial Standard
(JIS) G 4051), insbesondere S53C-Stahl (Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt).
Der Grund für die Verwendung des S53C-Stahls (Stahl mit mittlerem Kohlenstoffge
halt) als beispielhaftes Stahlmaterial für die Nabe 1 und den äußeren Ring 15 ist im
Folgenden erläutert. Wenn die Nabe 1 und der äußere Ring 15 gemäß einem plastischen
Verformungsverfahren geformt und größenmäßig ausgebildet sind, wenn ein Stahl mit
hohem Kohlenstoffgehalt verwendet wird, z. B. SUJ2-Stahl, welcher in JIS als Chrom
stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt zur Verwendung im Bau definiert ist, kann eine
deutliche Verschlechterung der Schmiedbarkeit nicht vermieden werden.
Dennoch kann nicht behauptet werden, dass die Verwendung von S53C-Stahl hinsicht
lich der Lebensdauer besonders vorteilhaft wäre im Vergleich mit der Drehdauerfestig
keit von SUJ2-Stahl. Insbesondere weisen die inneren und äußeren Führungsfugenober
flächen auf den äußeren Durchmesseroberfläche der Nabe 1 und des inneren Rings 20
und auf den inneren Durchmesseroberflächen des äußeren Rings 15 relativ kurze Le
bensdauer auf. Um eine Verkürzung der Lebensdauer zu verhindern, ist das Radlager so
ausgebildet, dass es eine größer bemessene Belastungsfähigkeit aufweist, um die Le
bensdauer auf einem angemessenen Niveau zu halten. Dies kann jedoch nicht erzielt
werden, ohne dass die Größe und das Gewicht des Lagers nicht unmäßig groß ausfallen.
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine Radlagereinheit zu schaffen, bei welcher die
Lebensdauer erfolgreich verlängert wird, ohne dass die Größe und das Gewicht des
Lagers unmäßig groß ausgebildet sind. Um das oben genannte Ziel zu erreichen, wird
nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung eine Radlagereinheit zur drehbaren
Lagerung eines Rades am Körper eines Kraftfahrzeuges mit einem Drehelement, einem
befestigten Element und doppelten Reihen von rollenden Elementen ausgestattet. Das
Drehelement, mit welchem ein Rad verbunden ist, weist doppelte Reihen von Führungs
fugenoberflächen auf. Das befestigte Element ist fest mit einem Befestigungselement
verbunden, welches sich autokörperseitig des Geräts befindet und weist doppelte Reihen
von Führungsfugenoberflächen auf, welche den Führungsfugenoberflächen des Dreh
elements gegenüberliegen. Die doppelten Reihen von rollenden Elementen sind jeweils
zwischen den Führungsfugenoberflächen des Drehelements bzw. des befestigten Ele
ments angeordnet. In dieser Konstruktion besteht zumindest das Drehelement aus einem
Stahl mit einem Kohlenstoff-Anteil von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent und in einem
vorherbestimmten Bereich wird eine oberflächengehärtete Schicht durch eine hochfre
quente Härtungsmethode hergestellt.
Durch Herstellung mindestens des Drehelements aus Stahl mit einem Kohlenstoff-
Anteil von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent ist es bei der Radlagereinheit, welche die
vorliegende Erfindung darstellt möglich, ausreichende Verarbeitbarkeit (Schmiedbar
keit) zu erzielen. Dies ist darin begründet, dass die Kohlenstoffmenge dieses Stahls mit
Kohlenstoffanteil geringer ist als des SUJ2-Stahls, welcher in JIS G 4805 als Chrom
enthaltender Stahl mit hohem Kohlenstoffanteil definiert ist (C: 0,95 bis 1,10 Gewichts
prozent). Des Weiteren ist es möglich, Verschlechterung der Härte des Stahls zu ver
meiden, indem durch eine hochfrequente Härtungsmethode in einem vorbestimmten
Bereich eine oberflächengehärtete Schicht gebildet wird, wodurch ausreichend lange
Rolldauerfestigkeit sichergestellt wird. Hierdurch ist es möglich, die Lebensdauer zu
verlängern, ohne Größe und Gewicht des Lagers unmäßig groß auszubilden.
Das Drehelement besteht aus Stahl mit folgenden Anteilen: C: 0,7 bis 0,80 Gewichts
prozent (ausgeschlossen 0,80), Si: 0,50 bis 1,0 Gewichtsprozent, Mn: 0,10 bis 2,0 Ge
wichtsprozent, Cr: 0,40 bis 0,95 Gewichtsprozent, Al: 0,050 Gewichtsprozent oder
weniger, O: 0,0030 Gewichtsprozent oder weniger, wobei die restlichen Gewichtspro
zente auf Fe und unvermeidliche Verunreinigungen entfallen. Die Verwendung eines
solchen Stahlmaterials hilft bei der Erreichung einer weiteren Verbesserung der Verar
beitbarkeit und der Dreh-Dauerfestigkeit. Des Weiteren ist die innere der doppelten
Reihen von Führungsfugenoberflächen des Drehelements in einem inneren Ring ausge
bildet, welcher getrennt vorgesehen ist. Der innere Ring besteht aus legiertem Stahl mit
folgenden gewichtsmäßigen Bestandteilen: C: 0,8 bis 1, 2 Gewichtsprozent, Si: 0,4 bis
1,0 Gewichtsprozent, Cr: 0,2 bis 1, 2 Gewichtsprozent und Mn: 0,88 bis 1,5 Gewichts
prozent. Der innere Ring wird nach Carbonitrierung bei Temperaturen zwischen 830
und 870 C° gehärtet und dann bei Temperaturen zwischen 160 und 190 C° angelassen,
wobei der Restaustenitgehalt in der Oberflächenschicht 25 bis 50 Volumenprozent
beträgt.
Des Weiteren ist die innere Führungsfugenoberfläche in einem getrennt vorgesehenen
inneren Ring ausgebildet, welcher aus einem Einsatzstahl mit einem Kohlenstoffanteil
von 0,15 bis 0,40 Gewichtsprozent besteht. Die Führungsfugenoberflächenschicht be
steht aus einer Oberflächen gehärteten Schicht, welche Kohlenstoff in Höhe von 0,8
Gewichtsprozent oder mehr enthält und eine Rockwellhärte von HRC 58 oder mehr
aufweist, und einem Kernbereich, der eine Rockwellhärte von HRC 48 oder mehr, aber
unter HRC 58 aufweist. In der oberflächengehärteten Schicht wird der Restaustenitge
halt bei 25 bis 35 Volumenprozent gehalten, die Körnung des Restaustenits beträgt Sµm
oder weniger und der Restkarbidgehalt beträgt 10% pro Bereich oder weniger.
Die innere der doppelten Reihen von Führungsfugenoberflächen des Drehelements
tendiert dazu, eine relativ geringe Lebensdauer aufzuweisen. Angesichts dieser Tatsache
besteht der getrennt hergestellte innere Ring, in welchem die innere Führungsfugen
oberfläche ausgebildet ist, aus einem Stahlmaterial obiger Zusammensetzung, und wird
der vorstehend beschriebenen Erhitzungsbehandlung unterzogen. Hierdurch kann die
Rolldauerfestigkeit weiter verbessert werden.
Die Art, das Prinzip und die Anwendbarkeit der vorliegenden Erfindung werden durch
die folgende ausführliche Beschreibung klarer ersichtlich, wenn diese in Zusammen
schau mit den Zeichnungen gelesen wird, in welchen gleiche Bezugsziffern oder -buch
staben gleich Teile kennzeichnen.
In den begleitenden Zeichnungen zeigt:
Fig. 1 einen Querschnitt, welcher die Radlagereinheit nach der ersten Ausfih
rungsform der vorliegenden Erfindung und eine herkömmliche Radla
gereinheit zeigt;
Fig. 2 einen Querschnitt, welcher die Radlagereinheit nach der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 3 einen Querschnitt, welcher die Radlagereinheit nach einer dritten Ausfüh
rungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 4 einen Querschnitt, welcher die Radlagereinheit nach einer vierten Ausfüh
rungsform der Erfindung zeigt.
Im Folgenden werden Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf
Fig. 1 bis 4 beschrieben. Die folgenden Ausführungsformen nach Fig. 2 bis 4 sind so
ausgebildet, dass sie auf die sogenannte Radlagereinheit der dritten Generation nach
Fig. 1 anwendbar sind. Daher sind in Fig. 2 bis 4 jene Bestandteile, die auch in Fig. 1
dargestellt sind, mit den selben Bezugszeichen bezeichnet.
Die Radlagereinheit nach der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung
gemäß Fig. 1 ist zum Gebrauch mit einem Fahrzeugrad eines Kraftfahrzeuges gedacht.
Diese Lagereinheit besteht aus einer Nabe 1, einem äußeren Gelenkelement 3 eines
Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 und einem Achslager 4,
welche zu einer Einheit zusammengefügt werden. Zu beachten ist, dass das äußere
Gelenkelement 3 des Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 mit der
Nabe 1 verbunden ist und mit einer Radnabenmutter 9 gesichert ist, um das Drehmo
ment zwischen diesen zu übertragen, wobei ein axial verlängerter Bolzenbereich 5
durch ein Durchgangsloch 6 hindurch geht und Auszackungen 7 und 8 im äußeren Um
fang des Bolzenbereichs 5 bzw. dem inneren Umfang des Durchgangslochs 6 ausgebil
det sind.
Das artikulierte Gelenk für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 besteht, zusätzlich zu
dem äußeren Gelenkelement 3, aus einem inneren Gelenkelement 11, welches mit dem
Rand eines Schafts 10 verbunden ist, einer Vielzahl von Drehmomentsübertragungsku
geln 12, welche in die Gleisfugen der inneren und äußeren Gelenkelemente 11 und 3
eingelassen sind, und einem Halteelement 13, welches zwischen der äußeren sphäri
schen Oberfläche des inneren Gelenkelements 11 und der inneren sphärischen Oberflä
che des äußeren Gelenkelements 3 zum Halten der Drehmomentsübertragungskugeln 12
angeordnet ist.
Die Radlagereinheit ist so ausgebildet, dass die Nabe 1 drehbar auf dem Achslager 4
gehalten wird. Ein Fahrzeugrad (nicht dargestellt) ist fest mit der Nabe 1 verbunden und
das Achslager 4 wird durch einen Gelenk 14, welcher als Befestigungselement dient, an
einem Aufhängungssystem (nicht dargestellt) des Fahrzeugkörpers gehalten. Die Nabe
1 ist mit einem Flansch 29 zur Befestigung des Rades ausgestattet. Der Flansch 29 weist
einen Nabenbolzen 30 auf, welcher an dem Umfang nach gleichweit voneinander ent
fernten Bereichen des selben zur Befestigung eines Fahrzeugrades angeordnet ist. Des
Weiteren ist ein Bremsanker 31 mit dem Flansch 29 fest mit dem Nabenbolzen 30 ver
ankert.
Das Achslager 4 umfasst eine doppelreihige, winklige Kugellagerstruktur. In dieser
Konstruktion weist ein äußerer Ring 15, welcher als Befestigungselement dient, dop
pelte Reihen von Führungsschienenoberflächen 16 und 17 auf, welche auf seiner inne
ren Durchmesseroberfläche ausgebildet sind. Eine Führungsschienenoberfläche 18 ist
auf der äußeren Umfangsoberfläche der Nabe 1 ausgebildet, eine weitere 19 auf der
äußeren Umfangsoberfläche eines inneren Ringes 20, welcher durch Druck auf den
äußeren Umfang des kleineren stirnseitigen Endes der Nabe 1 appliziert ist. Diese Füh
rungsschienenoberflächen 18 und 19 liegen den Führungsschienenoberflächen 16 und
17 des äußeren Rings 15 jeweils gegenüber. Zwischen den Führungsschienenoberflä
chen des äußeren Rings 15 und der Nabe 1 sowie dem inneren Ring 20 sind doppelte
Reihen rollender Elemente 21 und 22 vorgesehen. Die rollenden Elemente 21 und 22
werden an dem Umfang nach gleichweit auseinander liegenden Bereichen in den Halte
elementen 24 bzw. 23 gehalten. Die Nabe 1 und der innere Ring 20 bilden ein Drehele
ment. Es ist zu beachten, dass das Achslager 4 mit einem Saum 28 ausgestattet ist, um
versehentliches Eintreten von Fremdmaterial von außen oder Austreten von innen vor
handener Schmiere zu vermeiden.
Die Radlagereinheit der ersten Ausführungsform zählt zur Struktur der sog. dritten
Generation, bei welcher eine Führungsfugenoberfläche 19 (die innere Führungsfugen
oberfläche) der doppelten Reihen von Führungsfugenoberflächen 18 und 19 ist im inne
ren Ring 20 ausgebildet, welcher separat vom der Nabe 1 hergestellt wird. Es ist zu
bemerken, dass die Radlagereinheit nach der vorliegenden Erfindung nicht auf diese
Konstruktion beschränkt ist, sondern auch auf die Konstruktion gemäß Fig. 2 anwend
bar ist. Die zweite Ausführungsform nach Fig. 2 zählt zur sog. zweiten Generation, bei
welcher die andere Führungsfugenoberfläche 18 (die äußere Führungsfugenoberfläche)
aus in einem inneren Ring 32 ausgebildet ist, welcher separat von der Nabe 1 hergestellt
wird.
Obwohl die erste und zweite Ausführungsform nur Fälle behandeln, in welchen die
Nabe 1 und das äußere Gelenkelement 3 des Universal-Gelenks für gleichbleibende
Geschwindigkeit 2 über die Mutter 9 verbunden sind, ist zu bemerken, dass es auch
möglich ist, z. B. eine Konstruktion aufzunehmen, in welcher die beiden Komponenten
so verbunden sind, dass der Rand des Bolzenbereichs 5, welcher aus dem Rand der
Nabe 1 hervortritt, durch Verstemmen plastisch verformt ist.
Des Weiteren ist in der ersten Ausführungsform der innere Ring 20 an den äußeren
Umfang der kleineren Endfront der Nabe 1 druckappliziert. Diese Struktur kann auf die
Konstruktion nach Fig. 3 übertragen werden. Die Radlagereinheit nach der dritten Aus
führungsform gemäß Fig. 3 ist so gestaltet, dass die Nabe 1 und der innere Ring 20
getrennt hergestellt und durch Druck an den äußeren Umfang der Basis des Bolzenbe
reichs 5 des äußeren Gelenkelements 3 des Universal-Gelenks für gleichbleibende Ge
schwindigkeit 2 appliziert werden. Der Bolzenbereich 5 ist hohl, durch die Auszackun
gen 7 und 8, die am Rand des Bolzenbereichs 5 und der Nabe 1 gebildet sind, ist das
äußere Gelenkelement 3 mit der Nabe 1 verbunden und durch einen Bolzen 33 befestigt
um Kraftübertragung zu gewährleisten.
Die oben beschriebene Konstruktion kann auch auf die sog. Radlagereinheit der vierten
Generation nach Fig. 4 angewendet werden. Die Radlagereinheit der vierten Ausfüh
rungsform gemäß Fig. 4 ist so gestaltet, dass die äußere Führungsschienenoberfläche 18
in der äußeren Umfangsoberfläche der Nabe 1 ausgebildet ist, und die innere Führungs
schienenoberfläche 19 ist in der äußeren Umfangsoberfläche des Gelenkelements 3 des
Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 ausgebildet.
Es ist zu bemerken, dass, obwohl sich die obenstehende dritte und vierte Ausführungs
form jeweils nur mit Fällen beschäftigen, in denen die Nabe 1 und das äußere Gelenk
element 3 des Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 durch den
Bolzen 33 miteinander verbunden sind, es gleichwohl möglich ist, z. B. eine Konstrukti
on aufzunehmen, bei welcher die beiden Komponenten so verbunden sind, dass der
Rand des Bolzenbereichs 5 durch Verstemmen plastisch verformt ist, so dass der
Durchmesser vom Inneren zum Äußeren radial erweitert ist.
Es ist zu bemerken, dass die vorliegende Erfindung nicht nur auf eine Konstruktion
anwendbar ist, bei welcher ein Antriebsrad drehbar an einem Autokörper gelagert ist,
sondern auch auf eine Konstruktion, gemäß welcher ein angetriebenes Rad drehbar an
einem Autokörper gelagert ist.
In jeder dieser Konstruktionen bestehen die hauptsächlichen Elemente, d. h. die Nabe 1
und der äußere Ring 15 (erste Ausführungsform), die inneren Ringe 20 und 32 und der
äußere Ring 15 (zweite Ausführungsform), die Nabe 1, der innere Ring 20 und der
äußere Ring 15 (dritte Ausführungsform) und die Nabe 1, das äußere Gelenkelement 3
des Universal-Gelenks für gleichbleibende Geschwindigkeit 2 (vierte Ausführungsform)
aus einem Stahl mit einem Kohlenstoffanteil von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent. Des
Weiteren sind in dem vorbestimmten Bereich hiervon, d. h. in der inneren und äußeren
Führungsschienenoberfläche oberflächengehärtete Schichten durch eine hochfrequente
Härtetechnik ausgebildet. Es ist zu bemerken, dass es möglich ist, einen herkömmlichen
S53C-Stahl (Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt) nur für den äußeren Ring 15 zu
verwenden.
Indem die o. a. wichtigsten Bestandteile aus einem Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt
von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent geformt werden kann eine zufriedenstellende Verar
beitbarkeit (Schmiedbarkeit) erzielt werden. Dies ist in dem geringeren Kohlenstoffge
halt dieses Stahles im Vergleich zu demjenigen des SUJ2-Stahls, welcher in JIS G 4805
als Chromstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt definiert wird (0,95 bis 1,10 Gewichtspro
zent Kohlenstoff). Des Weiteren ist es möglich, Verschlechterung der Härte des Stahl
materials zu unterdrücken, indem eine oberflächengehärtete Schicht in dem vorbe
stimmten Bereich durch eine hochfrequente Härtetechnik geschaffen wird, und hier
durch eine ausreichende lange Roll-Dauerfestigkeit zu erzielen. Kohlenstoff muss in
dem Stahl mit einem Anteil von 0,60 Gewichtsprozent oder mehr enthalten sein, um die
strukturelle Stärke, Abnutzungswiderstand und Dreh-Dauerfestigkeit zu verbessern.
Dennoch verschlechtert ein Kohlenstoffgehalt von über 0,80 Gewichtsprozent die Ver
arbeitbarkeit, maschinelle Bearbeitbarkeit und Stärke. Daher darf der Kohlenstoffgehalt
in dem Stahl die Obergrenze von 0,80 Gewichtsprozent nicht übersteigen.
Die wichtigsten Elemente bestehen aus Stahl mit den Bestandteilen: C: 0,70 bis 0,80
Gewichtsprozent (ausgenommen 0,80), Si: 0,50 bis 1,0 Gewichtsprozent, Mn: 0,10 bis
2,0 Gewichtsprozent, Cr: 0,40 bis 0,95 Gewichtsprozent, Al: 0,050 Gewichtsprozent
oder weniger, O: 0,0030 Gewichtsprozent oder weniger, wobei die restlichen Gewichts
prozente auf Fe und unvermeidliche Unreinheiten entfallen. Die Verwendung solchen
Stahlmaterials trägt dazu bei, die Verarbeitbarkeit und Dreh-Dauerfestigkeit weiter zu
verbessern.
Kohlenstoff ist in den wichtigsten Teilen ein Element, welches nötig ist, um strukturelle
Stärke, Abnutzungswiderstand und Dreh-Dauerfestigkeit weiter zu verbessern. Kohlen
stoff muss mit 0,70 Gewichtsprozent oder mehr enthalten sein, um solche Effekte zu
erzielen. Wenn jedoch der Kohlenstoffanteil 0,80 Gewichtsprozent übersteigt, ver
schlechtert sich, wie beschrieben, Verarbeitbarkeit, maschinelle Bearbeitbarkeit und
Stärke. Daher ist die Obergrenze für den Kohlenstoffgehalt auf 0,80 Gewichtsprozent
festgesetzt.
Silizium ist ein Element, welches nötig ist, um Deoxidierung zu erzielen und um die
Dreh-Dauerfestigkeit zu verbessern. Ein Siliziumanteil von weniger als 0,50 Gewichts
prozent führt nicht in ausreichendem Maße zu diesen Effekten. Im Gegensatz hierzu
führt ein Si-Anteil von mehr als 1,0 Gewichtsprozent führt dazu, dass sich die maschi
nelle Bearbeitbarkeit und Verarbeitbarkeit stark verschlechtern. Aus diesem Grund ist
der Oberwert für im Stahl enthaltenes Silizium auf 1,0 Gewichtsprozent festgesetzt.
Mangan ist ein Element, welches nötig ist, um die Härtbarkeit und somit Festigkeit des
Stahls zu verbessern und führt zu verbesserter Dreh-Dauerfestigkeit. Wenn jedoch der
Mangan-Gehalt unter 0,10 Gewichtsprozent liegt führt dies nicht zu besseren Effekten.
Im Gegenteil hierzu werden die maschinelle Bearbeitbarkeit, Festigkeit und Verarbeit
barkeit stark verschlechtert, wenn der Mangan-Gehalt 2,0 Gewichtsprozent übersteigt.
Daher sollte der Mangan-Gehalt angemessen sein in einem Rahmen zwischen 0,10 und
2,0 Gewichtsprozent, vorteilhafterweise zwischen 0,50 und 1,20 Gewichtsprozent.
Chrom ist ein Element, welches dazu beiträgt, die Härtbarkeit von Stahl zu verbessern
und somit die strukturelle Stärke und Festigkeit zu erhöhen. Ein Cr-Anteil von weniger
als 0,40 Gewichtsprozent führt nicht zu ausreichenden Effekten. Im Gegensatz hierzu
kann - abhängig von der Beziehung mit anderen Elementen - nicht auf Verarbeitung
durch Diffusionsglühen verzichtet werden, wenn der Anteil an Cr über 0,95 Gewichts
prozent liegt. Es ist zu bemerken, dass Chrom von ca. 0,80 Gewichtsprozent zu ausrei
chenden Effekten führt und dass ein Cr-Anteil von 0,80 Gewichtsprozent oder mehr,
abhängig von der Beziehung mit anderen Elementen; insbesondere C und Si, leicht zu
hohem Karbidausstoss während eines Schmelzprozesses führt. Daher sollte der Cr-
Anteil angemessen in einem Maß zwischen 0,40 und 0,95 Gewichtsprozent, jedoch
vorteilhafterweise zwischen 0,40 und 0,80 Gewichtsprozent.
Aluminium ist ein Element, welches zu Stahl als Deoxidant hinzugefügt wird. Al bildet
in der Kombination mit Sauerstoff einen harten Oxideinschluss. Dies verringert die
Dreh-Dauerfestigkeit. Daher ist es vorteilhaft, wenn der Al-Anteil auf ein Minimum
reduziert wird, und der Oberwert bei 0,050 Gewichtsprozent liegt. Des Weiteren bildet
Sauerstoff einen harten nicht-metallischen Oxideinschluss in Kombination mit Alumi
nium. Dies verschlechtert die Dreh-Dauerfestigkeit. Daher ist es vorteilhaft, wenn der
O-Gehalt auf ein Minimum reduziert wird und sein Oberwert bei 0,0030 Gewichtspro
zent liegt.
Von den beiden Reihen von Führungsfugenoberflächen tendiert die innere zufällig zu
einer eher kürzeren Lebensdauer. Angesichts dieser Tatsache ist der einzeln hergestellte
innere Ring 20, in welchem die innere Führungsfugenoberfläche 19 ausgebildet ist, aus
einem Stahlmaterial mit untenstehender Zusammenstellung hergestellt und wird einer
vorbestimmten Wärmebehandlung unterzogen. Dadurch wird es möglich, die Dreh-
Lebensdauer weiter zu verbessern.
Als erstes wird der einzeln hergestellte innere Ring 20, in welchem die innere Füh
rungsfugenoberfläche 19 ausgebildet ist, aus legiertem Stahl mit den Bestandteilen C:
0,8 bis 1,2 Gewichtsprozent, Si: 0,4 bis 1,0 Gewichtsprozent, Cr: 0,2 bis 1,2 Gewichts
prozent und Mn: 0,8 bis 1,5 Gewichtsprozent hergestellt. Der innere Ring 20 wird nach
Carbonitrierung bei Temperaturen zwischen 830 und 870°C abgeschreckt und dann bei
Temperaturen zwischen 160 und 190°C vergütet, wobei der Restaustenitgehalt in der
Oberflächenschicht 25 bis 50 Volumenprozent beträgt.
Der Zweck des Formens des inneren Rings 20 aus einem Stahl mit hohem Kohlenstoff
anteil von 0,8 bis 1,2 Gewichtsprozent ist hauptsächlich derjenige, die Oberflächen
schicht durch Abschrecken und Vergüten zu härten. Im nachfolgenden wird der Grund
daflir genannt, dass der Cr-Gehalt zwischen 0,2 und 1,2 Gewichtsprozent liegt. Wenn
Cr unter 0,2 Gewichtsprozent vorliegt, wird kein Karbid gebildet, wodurch die Härte
der Oberflächenschicht unzureichend wird. Im Gegenteil hierzu wird unmäßig viel
Karbid gebildet, wenn der Cr-Gehalt 1,2 Gewichtsprozent übersteigt, wodurch Abschä
len beginnt. Dies verkürzt tendenziell die Lebensdauer.
Silizium muss mit einem Gehalt von 0,4 Gewichtsprozent oder mehr vorliegen, um den
Restaustenitgehalt in der Oberflächenschicht stabil auf 25 Volumenprozent oder mehr
zu erhöhen, um Widerstand gegen Vergütungserweichung zu erzielen und um ausrei
chende Hitzebeständigkeit zu gewährleisten. Wenn der Si-Anteil jedoch 1,0 Gewichts
prozent übersteigt, behindert dies während der Carbonitrierung das Anreichern der
Umgebung von der Oberflächenzone bis zur Oberflächenschicht mit Stickstoff und
Kohlenstoff.
Im Allgemeinen ist Mangan ein Element, welches nötig ist, um ausreichende Härtbar
keit zu gewährleisten, so dass Stahl bis zum Kern durchgehärtet wird. In dieser Ausfüh
rungsform wird Mangan jedoch zugeführt, um den Restaustenitgehalt während des
Verformens und Vergütens zu stabilisieren. Das Zufügen erhöht den Restaustenitgehalt
in der Oberflächenschicht. Wenn jedoch zu viel Mangan zugeführt wird, führt dies
unpraktischerweise zu schlechter Verarbeitbarkeit, Härteriss und Versprödung. Daher
sollte nicht mehr Mangan zugeführt werden als 1,5 Gewichtsprozent.
Im inneren Ring 20, welcher aus legiertem Stahl mit einer wie oben beschriebenen
Zusammenstellung besteht, ist nach der Carbonitrierung in der Oberflächenschicht mehr
Stickstoff enthalten und der Ms-Punkt der Oberflächenschicht liegt niedriger als der des
Kernes. Dann wird die Oberflächenschicht abgeschreckt, was dazu führt, dass die Ober
flächenschicht einen größeren Anteil an unverändertem Austenit enthält als der Kern.
Da ein größerer Gehalt an Stickstoff in der Oberflächenschicht vorhanden ist und die
anfängliche Abschrecktemperatur (Austenitisierungstemperatur) so angehoben wird,
dass sie zwischen 830 und 870°C liegt, ist es möglich, den Restaustenitgehalt in der
Oberflächenschicht leicht auf 25 Volumenprozent oder mehr anzuheben. Um den
Restaustenitgehalt stabil anzuheben muss die End-Abschrecktemperatur bei ca. 100°C
liegen, vorteilhafterweise zwischen 90 und 120°C. Während des Abschreckens findet
die martensitische Veränderung in der Oberflächenschicht, welche Stickstoff enthält,
später statt als im Innenbereich und der Martensitgehalt in der Oberflächenschicht ist
geringer als im Inneren. Daher wird Restdruckspannung auf den Oberflächenschicht-
Bereich aufgebracht.
Hier liegt, im Vergleich zu normalem abgeschrecktem und vergütetem Stahl, die an
fängliche Abschrecktemperatur (Austenitisierungstemperatur) bei 830 bis 870°C. Dies
führt zu einer erhöhten Rissanfälligkeit beim Abschrecken. Dementsprechend wird die
Kühlleistung beim Abschrecken bei 300 bis 150°C angemessen bei 0,2 cm -1 angesiedelt,
wobei die Abkühlgeschwindigkeit, welche bei der martensitischen Umwandlung beo
bachtet wird, angemessen kontrolliert wird.
Carbonitrierung wird normalerweise so durchgeführt, dass Stahl in heißem Gas carbo
nitriert wird, welches carbonitrierendes oder reduzierendes Gas und zusätzlich Ammo
niak enthält. Dahingegen wird nach der Ausführungsform der Stahl bei Temperaturen
zwischen 830 und 870°C carbonitriert und wird sofort danach gemäß obigen Bedingun
gen in Öl abgeschreckt.
Bei der Wärmebehandlung nach der Ausführungsform wird nach dem Abschrecken bei
relativ geringen Temperaturen von 160 bis 190°C Vergüten durchgeführt, um die Zer
setzung des Restaustenits, welche während des Vergütens beobachtet werden kann, zu
unterdrücken. Auf diese Art bleibt der Restaustenitgehalt in der Oberflächenschicht bei
25 bis 50 Volumenprozent. Innerhalb dieses Spielraums wird die Dreh-Dauerfestigkeit
bei Schmierung unter Eintrag fremder Substanzen umso mehr verbessert, je höher der
Restaustenitgehalt ist. In diesem Fall wird jedoch die Oberflächenhärte verringert, was
zu geringer Verschleißfestigkeit führt. Daher ist es vorteilhaft, dass der Restaustenitge
halt in der Oberflächenschicht bei 25 bis 30 Volumenprozent bleibt. Im Gegensatz
hierzu wird der Kern bei Temperaturen von 190°C oder niedriger vergütet, so dass der
Restaustenitgehalt hier bei 15 bis 20 Volumenprozent bleibt.
Als Zweites wird die innere Führungsfugenoberfläche 19 im einzeln hergestellten inne
ren Ring 20 geformt, welcher aus einem karbonisierten Stahl mit 0,15 bis 0,40 Ge
wichtsprozent Kohlenstoff besteht. Die Führungsfugenoberfläche 19 besteht aus einer
oberflächengehärteten Schicht, welche einen Kohlenstoffgehalt von 0,8 Gewichtspro
zent oder mehr und eine Rockwellhärte von HRC 58 oder mehr aufweist und aus einem
Kern mit einer Rockwellhärte von HRC 48 oder mehr, jedoch unter HRC 58. In der
obengenannten oberflächengehärteten Schicht tritt ein Restaustenitgehalt von 25 oder
35 Volumenprozent auf, wobei die Körnchengröße des Restaustenitgehalts bei 5 µm
oder weniger liegt und der Restcarbidgehalt 10% pro Bereich oder weniger beträgt.
Als vorteilhaftes Stahlmaterial wird ein bereinigter Stahl wie z. B. Stahl mit Kohlen
stoffanteil von 0,15 bis 0,40 Gewichtsprozent oder ein niedriglegierter Stahl zum
strukturellen Gebrauch verwendet (z. B. SCr430-Stahl gemäß JIS G 4104 oder SCM430-
Stahl nach JIS G 4105). Nachdem er in den inneren Ring 20 eingeformt wurde, wird der
Stahl carbonitriert um Kohlenstoff von 0,80 Gewichtsprozent oder mehr zu enthalten.
Dann wird er gemäß einer später erläuterter Methode abgeschreckt und vergütet, so dass
eine carbonitrierte Schicht entsteht, welche die o. a. Eigenschaften einer obenflächenge
härteten Schicht aufweist.
Indem nach der Carbonitrierung Abschrecken und Vergüten durchgeführt wird, wird die
Oberflächenschicht so kontrolliert, dass Restaustenit in Höhe von 25 bis 35 Volumen
prozent vorliegt, wobei die Körnchengröße des Restaustenits 5 µm oder weniger beträgt
und wobei der Restkarbidgehalt 10% oder weniger pro Bereich beträgt. Dann wird sie
superfiniert, um schließlich eine Führungsschienenoberfläche zu bilden.
Die oberflächengehärtete Schicht besteht aus zwei Phasen, d. h. vergüteter martensiti
scher Phase und Restaustenitphase und beinhaltet Restkarbid. Der Restaustenitgehalt
wird in Volumenprozent wiedergegeben. Der Restaustenitgehalt wird deshalb bei 25 bis
35 Volumenprozent gehalten, um der sehr harten oberflächengehärteten Schicht Zähig
keit zu verleihen. Dies gestattet Ausgleich von Spannung, die durch plastische Defor
mierung entstanden ist, welche durch Oberflächeneindrücke durch feste fremde Sub
stanzen, welche im Schmieröl enthalten sind, verursacht wird. Ein Restaustenitgehalt
von weniger als 25 Volumenprozent reicht nicht aus, um Spannung, welche durch plas
tische Deformierung verursacht wurde, auszugleichen. Im Gegenteil dazu führt ein
Restaustenitgehalt von mehr als 35 Volumenprozent zu unmäßig großer plastischer
Verformung, was zu einer Verschlechterung der Oberflächenrauheit führt.
Die Körnchengröße des Restaustenits wird durch den Durchmesser eines Kreises mit
gleichgroßer Fläche wie die Fläche eines einzigen Körnchens des Austenits dargestellt,
welches in der polierten und geätzten Oberfläche einer Stahlprobe auftritt, wie unter
einem Mikroskop zu beobachten ist. Die Körnchengröße muss aus folgendem Grund
5 µm oder weniger betragen. Um mit dem Eintrag von kleinsten Fremdsubstanzen fertig
zu werden, wird eine ausreichende Anzahl von Restaustenitphasen in den Eindrücken
gesichert, welche von den Fremdsubstanzen verursacht wurden. Dies macht es möglich,
Spannung, die durch die Eindrücke, welche durch Fremdsubstanzen verursacht wurden,
zu verringern, und so Risse an der Oberflächenschicht zu verhindern.
Des Weiteren bedeutet der in diesem Fall erwähnte Restcarbid prinzipiell Folgendes:
Während der Lösch-Wärmebehandlung verbleibt ein Teil des Carbids ungeschmolzen in
der Austenitphase. Das nach dem Abschrecken verbleibende Carbid wird als Restcarbid
bezeichnet. Der Restcarbidgehalt wird als betroffener Teilbereich (%) einer Stahlprobe
dargestellt, wie man ihn unter dem Mikroskop beobachten kann. Der Restcarbidgehalt
wird auf 10% pro Bereich oder weniger gesetzt. Indem dies durchgeführt wird, ist es
möglich, den Gehalt an festem Lösungskohlenstoff in der vergüteten martensitischen
Phase zu erhöhen und hiermit die Festigkeit der Matrix zu verbessern. Dies trägt dazu
bei, die nachteiligen Auswirkungen von Druckstress zu lindern, welcher auf den inneren
Teilbereich der Oberflächenschicht ausgeübt wird, da durch Fremdsubstanzen Eindrü
cke verursacht werden und bringt der Matrix zugleich Vergütungswiderstand bei. Hier
mit kann die gehärtete Schicht am Erweichen durch Temperaturanstiege während des
Vorgangs entsteht gehindert werden. Hieraus entsteht ausreichend lange Roll-
Dauerfestigkeit, die sogar unter rauen Betriebsbedingungen gesichert ist.
Die oben beschriebene Struktur der oberflächengehärteten Schicht entsteht durch Wär
mebehandlung nach Carbonitrierung. Damit die carbonitrierte Schicht Kohlenstoff von
0,8 Gewichtsprozent oder mehr enthält, wird über eine zuvor festgelegte Zeitspanne
hinweg Carbonitrierung durchgeführt, wobei das Kohlenstoffpotenzial in der Karburie
rungsumgebung bei 0,8 Gewichtsprozent oder mehr gehalten wird. Während des Car
bonitrierungsvorgangs wird die Schicht, nach erfolgter Wärmebehandlung in der Karbu
rierungsumgebung (und wie üblich Diffusionsglühen) durch Ölkühlung (Carbonitrie
rungsabschrecken) gehärtet und wird dann weiterem Abschrecken und Vergüten unter
zogen. Das weitere Abschrecken erfolgt bei Temperaturen zwischen 820 und 870°C,
das darauffolgende Vergüten bei Temperaturen von 250°C oder niedriger, vorteilhaft
erweise bei 200°C oder darunter.
Um die Stabilisierung des Restaustenits, welches während der martensitischen Umfor
mung beim weiteren Härten erzeugt wird, zu erleichtern, ist es notwendig, die chemi
sche Zusammensetzung eines Stahlmaterials zu beachten, Kohlenstoff und Stickstoff in
der karbonisierten Schicht zur Verfügung zu stellen, wobei diese während der Wärme
behandlung zugeführt werden können und die Austenitisierungstemperatur als vorzu
ziehende Prozesstemperatur anzunehmen. Andererseits ist das Carbid, welches als Er
gebnis der martensitischen Umformung erhalten wird, in erster Linie Zementit, welches
bei der Verarbeitung unter Austenitisierungstemperaturen nicht geschmolzen wird.
Daher ist der Carbidgehalt im Wesentlichen in Übereinstimmung mit dem Überschuss
an Kohlenstoff über den Kohlenstoffgehalt in der Acm-Linie bei Austenitisierungstem
peratur bestimmt, wie aus dem Fe-Fe3C-Phasen-Diagramm hervorgeht. Wenn andere
Elemente in Betracht gezogen werden, so reduziert Stickstoff den Carbidgehalt.
In der karbonisierten Schicht, in welcher der Gehalt an C zwischen 0,8 und 1,0 Ge
wichtsprozent beträgt, ist es durch Kontrollieren der zweiten Lösch-Temperatur dahin
gehend, dass sie zwischen 820 und 870°C liegt, und Durchführung des Vergütens bei
Temperaturen von 200°C oder darunter möglich, den Restaustenitgehalt zwischen 25
und 35 Volumenprozent zu halten und ein Restaustenit mit einer Körnchengröße von
5 µm oder weniger zu erhalten. Je höher die Temperatur beim zweiten Abschrecken ist,
um so erfolgreicher kann das Austenit stabilisiert werden. Daher erhöht eine zweite
Lösch-Temperatur von über 870°C den Restaustenitgehalt sowie die Körnchengröße des
Restaustenits. Im Gegensatz dazu reduziert eine zweite Abschrecktemperatur von
820°C oder weniger den Restaustenitgehalt auf 25 Volumenprozent oder weniger.
Die oberflächengehärtete Schicht kann auch durch Carbonitrierung der karbonisierten
Schicht erhalten werden. In diesem Fall wird die Schicht nach Abschrecken unter Ein
satz von Carburierung carbonitriert, anstatt dem oben beschriebenen zweiten Abschre
cken unterzogen und wird sofort danach abgeschreckt. Ein Anstieg des in der karboni
sierten Schicht enthaltenen Stickstoff führt zu einem Anstieg des Kohlenstoffs in fester
Lösung. Als Ergebnis wird der Restkarbidgehalt reduziert und gleichzeitig das Austenit
stabilisiert. Daher wird das Abschrecken, welches sofort nach der Carbonitrierung
durchgeführt wird, bei geringen Temperaturen von 800 bis 840°C durchgeführt. Auf
diese Art und Weise bleiben Körnchengröße und Restaustenitgehalt, welche nach dem
Abschrecken erzielt werden, innerhalb der vorstehend beschriebenen Bandbreite. Wie
aus dem Vorstehenden hervorgeht führt ein Anstieg des Stickstoffgehalts in der karbo
nisierten Schicht zu einem Anstieg des Gehalts an festem Lösungskohlenstoff, welcher
im Austenit enthalten ist, auch wenn die Austenitisierungstemperatur gesenkt wird, so
dass sie bei 800 bis 840°C liegt, wodurch der Restcarbidgehalt reduziert wird. Daher ist
es möglich, den Restcarbidgehalt auf 10% pro Fläche oder weniger zu reduzieren. Es
ist zu bemerken, dass es als Verfahren zur Kontrolle des Restaustenitgehalts auch mög
lich ist, die Behandlung mit Temperaturen unter Null oder mit hohen Vergütungstempe
raturen durchzuführen.
Während die derzeit als vorteilhaft angesehenen Ausführungsformen der Erfindung
beschrieben wurden, ist darauf hinzuweisen, das verschiedene Änderungen möglich
sind und dass es vorgesehen ist, dass die Ansprüche auch all diese Abwandlungen als
im Rahmen und Sinn der Erfindung liegend abdecken.
Claims (4)
1. Radlagereinheit zur drehbaren Lagerung eines Fahrzeugrades am Körper eines
Kraftfahrzeuges, umfassend:
ein Drehelement, mit welchem ein Fahrzeugrad verbunden ist, wobei das Drehele ment doppelte Reihen von Führungsfugenoberflächen aufweist;
ein festes Element, welches fest mit einem Befestigungselement, welches fahrzeug körperseitig der Vorrichtung angeordnet ist, verbunden ist, wobei das feste Element doppelte Reihen von Führungsfugenoberflächen aufweist, welche daran so ausge bildet sind, dass sie den Führungsfugenoberflächen des Drehelements gegenüber liegen; und
doppelte Reihen rollender Elemente, welche zwischen den Führungsfugenoberflä chen des Drehelements und des festen Elements angeordnet sind,
wobei zumindest das Drehelement aus Stahl mit Kohlenstoffanteil von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent besteht und wobei in einem vorbestimmten Bereich davon eine oberflächengehärtete Schicht durch hochfrequente Härtetechnik gebildet wird.
ein Drehelement, mit welchem ein Fahrzeugrad verbunden ist, wobei das Drehele ment doppelte Reihen von Führungsfugenoberflächen aufweist;
ein festes Element, welches fest mit einem Befestigungselement, welches fahrzeug körperseitig der Vorrichtung angeordnet ist, verbunden ist, wobei das feste Element doppelte Reihen von Führungsfugenoberflächen aufweist, welche daran so ausge bildet sind, dass sie den Führungsfugenoberflächen des Drehelements gegenüber liegen; und
doppelte Reihen rollender Elemente, welche zwischen den Führungsfugenoberflä chen des Drehelements und des festen Elements angeordnet sind,
wobei zumindest das Drehelement aus Stahl mit Kohlenstoffanteil von 0,60 bis 0,80 Gewichtsprozent besteht und wobei in einem vorbestimmten Bereich davon eine oberflächengehärtete Schicht durch hochfrequente Härtetechnik gebildet wird.
2. Radlagereinheit nach Anspruch 1,
wobei das Drehelement aus Stahl besteht, welcher bestandteilsmäßig C: 0,70 bis
0,80 Gewichtsprozent (ausgenommen 0,80), Si: 0,50 bis 1,0 Gewichtsprozent, Mn:
0,10 bis 2,0 Gewichtsprozent, Cr: 0,40 bis 0,95 Gewichtsprozent, Al: 0,050 Ge
wichtsprozent oder weniger, O: 0,0030 Gewichtsprozent oder weniger umfasst und
als Restbestandteile Fe und unvermeidliche Unreinheiten aufweist.
3. Radlagereinheit nach Anspruch 1 oder 2,
wobei eine innere der doppelten Reihen von Führungsfugenoberflächen des Dreh
elements in einem inneren Ring ausgebildet ist, welcher getrennt hergestellt wird,
wobei der innere Ring aus einem legierten Stahl besteht, welcher bestandteilsmäßig
C: 0,80 bis 1,2 Gewichtsprozent, Si: 0,4 bis 1,0 Gewichtsprozent, Cr: 0,2 bis 1,2
Gewichtsprozent und Mn: 0,8 bis 1,5 Gewichtsprozent umfasst und wobei der inne
re Ring nach Carbonitrierung bei einer Temperatur zwischen 830 und 870°C aus
gehärtet wird und dann bei Temperaturen zwischen 160 und 190°C abgekühlt wird,
wobei der Restaustenitgehalt in einem Bereich der Oberflächenschicht 25 bis 50
Volumenprozent beträgt.
4. Radlagereinheit nach Anspruch 1 oder 2,
wobei eine innere der doppelten Reihen von Führungsfugenoberflächen des Dreh elements in einem getrennt hergestellten inneren Ring ausgebildet ist, welcher aus einem carbonitriertem Stahl besteht, welcher einen Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,40 Gewichtsprozent aufweist,
wobei die Führungsfugenoberfläche aus einer oberflächengehärteten Schicht be steht, welche bestandteilsmäßig Kohlenstoff von 0,8 Gewichtsprozent oder mehr enthält und eine Rockwellhärte von HRC 58 oder mehr aufweist und deren Kernbe reich eine Rockwellhärte von HRC 48 oder mehr, jedoch unter HRC 58 aufweist,
und wobei in der oberflächengehärteten Schicht der Restaustenitgehalt bei 25 bis 35 Volumenprozent gehalten wird, wobei die Körnchengröße des Restaustenit bei 5 µm oder weniger gehalten wird, und wobei der Restkarbidgehalt bei 10% pro Bereich oder weniger liegt.
wobei eine innere der doppelten Reihen von Führungsfugenoberflächen des Dreh elements in einem getrennt hergestellten inneren Ring ausgebildet ist, welcher aus einem carbonitriertem Stahl besteht, welcher einen Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,40 Gewichtsprozent aufweist,
wobei die Führungsfugenoberfläche aus einer oberflächengehärteten Schicht be steht, welche bestandteilsmäßig Kohlenstoff von 0,8 Gewichtsprozent oder mehr enthält und eine Rockwellhärte von HRC 58 oder mehr aufweist und deren Kernbe reich eine Rockwellhärte von HRC 48 oder mehr, jedoch unter HRC 58 aufweist,
und wobei in der oberflächengehärteten Schicht der Restaustenitgehalt bei 25 bis 35 Volumenprozent gehalten wird, wobei die Körnchengröße des Restaustenit bei 5 µm oder weniger gehalten wird, und wobei der Restkarbidgehalt bei 10% pro Bereich oder weniger liegt.
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