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TECHNISCHES GEBIET
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Die
vorliegende Erfindung betrifft Kugel- und Rollenlager, wie sie bei
Verzögerungselementen,
Antriebsritzeln und Getrieben eingesetzt werden, und insbesondere
ein Kugel- und Rollenlager, das eine lange Wälz-Ermüdungslaufzeit und eine hohe
Rissfestigkeit aufweist und gegen Maßabweichungen über die
Zeit sehr beständig
ist.
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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Lagerteile
werden oftmals wärmebehandelt,
um ihre Wälz-Ermüdungslaufzeit
zu verlängern.
In einigen Fällen
werden Lagerteile in einer Atmosphäre eines RX-Gases erwärmt, das
mit Ammoniakgas gemischt worden ist, um eine karbonitrierte Oberflächenschicht
bilden zu können
(siehe, zum Beispiel, die japanischen nicht geprüften Patentveröffentlichungen
H08-4774 und H11-101247). Durch dieses Carbonitrierverfahren kann
nicht nur eine feste Oberflächenschicht
gebildet werden, sondern es kann auch dazu führen, dass Restaustenit in
der Mikrostruktur gebildet wird, wodurch die Wälz-Ermüdungslaufzeit der Lagerteile
erhöht
wird.
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Da
das Carbonitrierverfahren auf dem Diffusionsprinzip beruht, muss
die Umgebung des Verfahrens für
eine längere
Zeitdauer auf einer hohen Temperatur gehalten werden. Dies führt dazu,
dass die Mikrostruktur des Stahls gröber wird, wodurch eine Verbesserung
der Rissfestigkeit erschwert wird. Dieses Problem muss beseitigt
werden, ebenso wie das der erhöhten
Maßabweichung über die
Zeit, das durch die Zunahme des Restaustenitgehalts hervorgerufen
worden ist.
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Eine
Möglichkeit,
eine lange Wälz-Ermüdungslaufzeit
zu gewährleisten,
während
die Rissfestigkeit erhöht
und eine Zunahme der Maßabweichung über die Zeit
vermieden wird, besteht in der Legierungsgestaltung. Diese Möglichkeit
führt jedoch
zu einer Erhöhung
der Kosten aufgrund teurer Materialien.
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Um
den Anforderungen einer belastungs- und hitzebeständigen Arbeitsumgebung
entsprechen zu können,
wird künftig
von Lagerteilen erwartet, dass sie höheren Belastungen und höheren Temperaturen
besser standhalten können
als jemals zuvor. Hierfür
sind Lagerteile erforderlich, die eine lange Wälz-Ermüdungslaufzeit,
eine hohe Rissfestigkeit und eine hohe Maßstabilität aufweisen.
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OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
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Eine
Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Kugel- und
Rollenlager zu schaffen, dass selbst in einer Umgebung hoher Temperatur
eine hohe Rissfestigkeit und eine hohe Maßstabilität und gleichzeitig eine lange
Wälz-Ermüdungslaufzeit
aufweist.
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Ein
Kugel- und Rollenlager gemäß der vorliegenden
Erfindung umfasst einen Innenring, einen Außenring und eine Vielzahl von
Wälzkörpern. Dieses
Kugellager ist dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Element
von Innenring, Außenring
und Wälzkörpern an
eine Umgebung hoher Temperatur angepasst ist, aus einem Stahl besteht,
der mit 0,6 bis 1,3 Gew. % C (Kohlenstoff), 0,3 bis 3,0 Gew. % Si
(Silizium), 0,2 bis 1,5 Gew. % Mn (Mangan), 0,03 Gew. % oder weniger
P (Phosphor), 0,03 Gew. % oder weniger S (Schwefel), 0,3 bis 5,0
Gew. % Cr (Chrom), 0,1 bis 3,0 Gew. % Ni (Nickel), 0,050 Gew. %
oder weniger Al (Aluminium), 0,003 Gew. % oder weniger Ti (Titan),
0,0015 Gew. % oder weniger O (Sauerstoff), und 0,015 Gew. % oder
weniger N (Stickstoff) legiert worden ist, wobei der Rückstand
aus Fe (Eisen) und unvermeidbaren Fremdstoffen besteht, und dass
es eine mit Stickstoff angereicherte Schicht aufweist; und wobei
die Austenitkristalle des Stahls eine Korngrößennummer von mehr als 10 aufweisen.
Im Laufe unserer Studien haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung
eine optimale Kombination und einen jeweiligen Gehalt an Elementen für die Herstellung von
Kugel- und Rollenlagern zur Verwendung in einer Umgebung hoher Temperatur
gefunden. Die Kugel- und Rollenlager, deren Teile aus einem Stahl
einer derartigen Zusammensetzung bestehen, sind nicht teuer und weisen
eine erhöhte
Wälz-Ermüdungslaufzeit
auf, wenn sie in einer Umgebung eingesetzt werden, wo sie hohen
Temperaturen und Fremdkörpern
ausgesetzt sind. Im Folgenden werden die Gründe zur Bestimmung des Gehalts
jedes chemischen Bestandteils beschrieben:
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(1) C-Gehalt (0,6 bis
1,5%)
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Kohlenstoff
ist ein wichtiges Element, um die für Kugel- und Rollenlager erforderliche
Festigkeit gewährleisten
zu können
und muss in einem Gehalt von 0,6% oder mehr vorhanden sein, um die
gewünschte Härte nach
der Wärmebehandlung
erreichen zu können.
Folglich haben wir die Untergrenze des C-Gehalts auf 0,6% festgelegt. Wie später noch
beschrieben, sind Karbide wichtige Faktoren bei der Bestimmung der Wälz-Ermüdungslaufzeit
von Lagern. Es hat sich gezeigt, dass dann, wenn der C-Gehalt 1,3% übersteigt,
große
Karbidcluster gebildet werden, was zu einer Verkürzung der Wälz-Ermüdungslaufzeit führt. Folglich
haben wir die Obergrenze des C-Gehalts auf 1,3% festgelegt.
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(2) Si-Gehalt (0,3 bis
3,0%)
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Silizium
wird vorzugsweise beigefügt
wegen seiner Fähigkeit,
die Enthärtung
des Stahls bei höheren Temperaturen
zu vermeiden und dadurch die Hitzebeständigkeit der Kugel- und Rollenlager
zu erhöhen.
Die Untergrenze des Si-Gehalts
wurde auf 0,3% festgelegt, da der vorteilhafte Effekt nicht erreicht
werden kann, wenn das Element in geringeren Mengen vorhanden ist.
Solange der Si-Gehalt 3,0% oder weniger beträgt, erhöht sich die Hitzebeständigkeit
des Stahls; liegt der Si-Gehalt darüber, wird die Hitzebeständigkeit
nicht weiter erhöht,
stattdessen nimmt die Verarbeitbarkeit während der Warmformgebung ab und
der Stahl lässt
sich nicht mehr so leicht bearbeiten, wenn der Si-Gehalt 3,0% übersteigt.
Folglich haben wir die Obergrenze des Si-Gehalts auf 3,0% festgelegt.
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(3) Mn-Gehalt (0,2 bis
1,5%)
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Mangan,
ein Element, das beim Entsäuerungsverfahren
während
der Stahlherstellung und zur Verbesserung der Abschreckfähigkeit
von Stahl verwendet wird, muss in Mengen von 0,2% oder mehr beigefügt werden,
um den gewünschten
Effekt zu erzielen. Folglich ist die Untergrenze des Mn-Gehalts
auf 0,2% festgelegt worden. Andererseits wird bei einem Vorhandensein
des Mn-Gehalts von
mehr als 1,5% die Bearbeitung von Stahl erschwert. Folglich ist
die Obergrenze des Mn-Gehalts auf 1,5% festgelegt worden.
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(4) P-Gehalt (0,03% oder
weniger)
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Phosphor
spaltet sich ab zu den Austenit-Korngrenzen und bewirkt eine Verminderung
der Festigkeit oder der Wälz-Ermüdungslaufzeit.
Folglich ist die Obergrenze des P-Gehalts auf 0,03% festgelegt worden.
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(5) S-Gehalt (0,03% oder
weniger)
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Schwefel
beeinflusst die Verarbeitbarkeit von Stahl während der Warmformgebung und
bildet nichtmetallische Einschlüsse
im Stahl, was zu einer Verminderung der Festigkeit oder der Wälz-Ermüdungslaufzeit
von Stahl führt.
Folglich haben wir die Obergrenze des S-Gehalts auf 0,03% festgelegt.
Trotz dieser ungünstigen Effekte
wird der Stahl durch das Vorhandensein von Schwefel bis zu einem
gewissen Grade leichter bearbeitbar. Folglich ist das Vorhandensein
von Schwefel akzeptabel, wenn der Gehalt 0,005% oder weniger beträgt, dennoch
sollte das Element so weit wie möglich
eliminiert werden.
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(6) Cr-Gehalt (0,3 bis
5,0%)
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Chrom
ist für
die vorliegende Erfindung von signifikanter Bedeutung: Es wird Stahl
beigefügt,
um die Abschreckfähigkeit
zu verbessern, die durch Karbide hervorgerufene Härte zu gewährleisten
und die Lebensdauer von Stahl zu verlängern. Das Element ist in Mengen
von 0,3% oder mehr beizufügen,
um gewünschte Karbide
erhalten zu können.
Folglich haben wir die Untergrenze des Cr-Gehalts auf 0,3% festgelegt.
Andererseits bewirkt Chrom die Bildung von Karbidclustern, und folglich
wird die Wälz-Ermüdungslaufzeit
verkürzt, wenn
der Gehalt 5,0% übersteigt.
Folglich ist die Obergrenze des Cr-Gehalts auf 5,0% festgelegt worden.
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(7) Al-Gehalt (0,050%
oder weniger)
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Wenn
auch Aluminium während
der Stahlproduktion als Entsäuerungsmittel
verwendet wird, sollte es so weit wie möglich eliminiert werden, da
es harte Oxideinschlüsse
bildet, die eine Verkürzung
der Wälz-Ermüdungslaufzeit
bewirken. Wir haben die Obergrenze des Al-Gehalts auf 0,050% festgelegt,
da eine signifikante Verkürzung
der Wälz-Ermüdungslaufzeit
beobachtet werden konnte, wenn Al in größeren Mengen vorhanden war.
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Die
Untergrenze des Al-Gehalts beträgt
vorzugsweise 0,005%, da ein Vorhandensein von Al von weniger als
0,005% zur Erhöhung
der Stahlherstellungskosten führt.
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(8) Ti-Gehalt (0,003%
oder weniger), O-Gehalt (0,0015% oder weniger) und N-Gehalt (0,015%
oder weniger)
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Titan,
Sauerstoff und Stickstoff bilden Oxide und Nitride im Stahl als
nichtmetallische Einschlüsse,
wo Ermüdungsbruch
beginnt, wodurch sich die Wälz-Ermüdungslaufzeit
verkürzt.
Folglich wurde die Obergrenze des Ti-, O- und N-Gehalts jeweils auf 0,03%, 0,0015% und
0,015% festgelegt.
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(9) Ni-Gehalt (0,1 bis
3,0%)
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Nickel
ist für
die vorliegende Erfindung von signifikanter Bedeutung: Es verhindert
strukturelle Änderungen
im Stahl, besonders wenn die Lager in einer Umgebung hoher Temperatur
arbeiten und Wälzermüdung ausgesetzt
sind. Das Element unterdrückt
eine Verminderung der Härte
bei höheren
Temperaturen und verbessert dadurch die Wälz-Ermüdungslaufzeit. Darüber hinaus
dient Ni der Verbesserung der Festigkeit und der Lebensdauer von
Lagern, wenn die Lager in Umgebungen eingesetzt werden, wo sie Fremdkörpern ausgesetzt
sind. Das Element verbessert auch den Korrosionswiderstand. Wir
haben die Untergrenze des Ni-Gehalts auf 0,1% festgelegt, da die
erwünschten
Vorteile nicht erreicht werden, wenn das Element in geringeren Mengen
vorhanden ist. Andererseits ruft Nickel, wenn es in einem Gehalt über 3,0%
vorhanden ist, die Bildung einer signifikanten Menge von Restaustenit
während
des Abschreckens hervor, was dazu führt, dass die gewünschte Härte nicht
erreicht wird. Zu viel Nickel führt
auch zu einer Erhöhung
der Kosten für
Stahl. Folglich wurde die Obergrenze des Ni-Gehalts auf 3,0% festgelegt.
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Der
vorstehend beschriebene Stahl kann ferner wenigstens eines von Mo
und V enthalten. Der Mo-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,05% oder
mehr und weniger als 0,25 Gew. % und der V-Gehalt beträgt vorzugsweise
0,05 bis 1,0 Gew. %. Diese Elemente können die Wälz-Ermüdungslaufzeit von Lagern in
einer Umgebung verbessern, in der Lager hohen Temperaturen und Fremdkörpern ausgesetzt
sind. Mo und V dienen auch der Verbesserung der Härte nach
dem Anlassen. Der Gehalt jedes vorstehend beschriebenen chemischen
Bestandteils ist aus folgenden Gründen festgelegt worden:
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(10) Mo-Gehalt (0,05%
oder mehr und weniger als 0,25%)
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Molybdän dient
der verbesserten Abschreckbarkeit von Stahl und verhindert das Enthärten von
Stahl während
des Anlassens, wenn es in Karbiden gelöst wird. Es wird Stahl wegen
seiner Fähigkeit,
die Wälz-Ermüdungslaufzeit
bei hohen Temperaturen zu verbessern, beigefügt. Beträgt der Mo-Gehalt 0,25% oder
mehr, erhöhen
sich nicht nur die Kosten für
Stahl, sondern die Härte
des Stahls nimmt während
des Enthärtungsvorgangs
für eine
erleichterte Verarbeitbarkeit nicht ab, was zu einer signifikanten
Minderung der Bearbeitbarkeit des Stahls führt. Folglich wurde die Obergrenze
des Mo-Gehalts auf unter 0,25% festgelegt. Ist es in Mengen unter
0,05% vorhanden, unterstützt
Mo die Bildung von Karbiden nicht. Folglich ist die Untergrenze
des Mo-Gehalts auf 0,05% festgelegt worden.
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(11) V-Gehalt (0,05 bis
1,0%)
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Vanadium
bindet sich an Kohlenstoff und kristallisiert als feine Karbide
aus. Dadurch wird die Bildung feiner Kristallkörner erleichtert und folglich
die Stärke
und Festigkeit von Stahl verbessert. Darüber hinaus wird durch das Vorhandensein
von V die Hitzebeständigkeit
von Stahl erhöht,
die Enthärtung
nach dem Anlassen bei einer hohen Temperatur verhindert, die Wälz-Ermüdungslaufzeit
verlängert
und die Abweichung von der Lebensdauer vermindert. Diese Effekte
werden nur dann erreicht, wenn das Element in Mengen von 0,05% oder
mehr vorhanden ist. Folglich haben wir die Untergrenze des V-Gehalts
auf 0,05% festgelegt. Andererseits bewirkt ein Vorhandensein des
V-Gehalts von über
1,0% eine Minderung der Bearbeitbarkeit und der Verarbeitbarkeit
während
der Warmformgebung. Folglich wurde die Obergrenze des V-Gehalts
auf 1,0% festgelegt.
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Die
mit Stickstoff angereicherte Schicht ist eine auf der Fläche der
Lagerringe (Innen- und Außenring) oder
der Wälzkörper gebildete
Schicht und enthält
einen höheren
Stickstoffgehalt. Die Schicht kann durch Verfahren wie Carbonitrieren
und Nitrieren gebildet werden und weist vorzugsweise einen Stickstoff gehalt
von 0,1 bis 0,7% auf. Beträgt
der Stickstoffgehalt weniger als 0,1 %, kann der gewünschte Effekt
nicht erzielt werden. Insbesondere wird die Wälz-Ermüdungslaufzeit
der Lager in einer Umgebung, in der Lager Fremdkörpern ausgesetzt sind, verkürzt. Andererseits
bewirkt ein Stickstoffgehalt über
0,7% die Bildung von Blasen und führt zur Bildung von übermäßigem Restaustenit.
Dies führt
dazu, dass die gewünschte
Härte nicht
erzielt werden kann und die Lebensdauer der Lager verkürzt wird.
Bei der auf den Lagerringen gebildeten, mit Stickstoff angereicherten
Schicht wird der Stickstoffgehalt auf der maschinell bearbeiteten
Ringfläche
bei einer Tiefe von 50 μm unter
Verwendung, zum Beispiel, eines elektronischen Messfühlers für die Mikroanalyse
gemessen (EPMA).
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Wenn
die Austenitkristalle eine kleine Teilchengröße mit einer Korngrößennummer
von über
10 aufweisen, führt
dies zu einer signifikanten Zunahme der Wälz-Ermüdungslaufzeit der Lager. Beträgt die Korngrößennummer
der Austenitkristalle 10 oder weniger, wird die Wälz-Ermüdungslaufzeit
nicht signifikant erhöht. Folglich
wird bei der vorliegenden Erfindung Stahl mit Austenitkristallen
einer Korngrößennummer
von über
10, gewöhnlich
11, verwendet. Obwohl Austenit mit kleinerer Korngröße bevorzugt
wird, ist es im allgemeinen schwierig, Austenit mit einer Korngrößennummer
von über
13 zu erhalten. Da die Korngröße von Austenit
in der karbonitrierten Oberflächenschicht
der Lagerteile und innerhalb der karbonitrierten Oberflächenschicht gleich
ist, trifft die vorstehend beschriebene Kristallkorngröße nicht
nur für
die Oberfläche,
sondern auch für das
Innere der Lagerteile zu.
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Die
mit Stickstoff angereicherte Schicht und die Austenitstruktur mit
einer Korngrößennummer
von 11 oder mehr tragen gemeinsam zur Verbesserung der Wälz-Ermüdungslaufzeit
und der Rissfestigkeit des erfindungsgemäßen Kugel- und Rollenlagers bei und machen die
Lagerteile weniger anfällig
für Maßabweichungen über die
Zeit.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine schematische Querschnittsansicht eines Kugel- und Rollenlagers
bei einer erfindungsgemäßen Ausführungsform.
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2 ist
ein Schaubild eines Wärmebehandlungsverfahrens
des Kugel- und Rollenlagers
bei einer erfindungsgemäßen Ausführungsform.
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3 ist
ein Schaubild, das eine Variation des Wärmebehandlungsverfahrens des
Kugel- und Rollenlagers bei einer erfindungsgemäßen Ausführungsform zeigt.
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4A ist
eine photographische Darstellung einer Mikrostruktur, insbesondere
Austenitkörnern
eines Lagerteils bei einer erfindungsgemäßen Ausführungsform.
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4B ist
eine photographische Darstellung einer Mikrostruktur, insbesondere
Austenitkörnern
eines herkömmlichen
Lagerteils.
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5A ist
eine schematische Darstellung von Austenitkorngrenzen von 4A.
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5B ist
eine schematische Darstellung von Austenitkorngrenzen von 4B.
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6 ist
ein Schaubild, das ein Teststück
für den
statischen Kollabiertest (zur Messung von Bruchspannung) zeigt.
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7A ist
eine schematische Darstellung einer Testvorrichtung für die Wälz-Ermüdungslaufzeit
von vorn.
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7B ist
eine schematische Darstellung der Testvorrichtung für Wälz-Ermüdungslaufzeit
von der Seite.
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8 ist
ein Teststück
für die
statische Bruchzähigkeit.
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BESTE MÖGLICHKEIT
DER DURCHFÜHRUNG
DER ERFINDUNG
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Im
Folgenden wird nun eine Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf die begleitenden Zeichnungen
beschrieben. 1 ist eine schematische Querschnittsansicht
eines Kugel- und Rollenlagers bei einer Ausführungsform der vorliegenden
Erfindung. In 1 umfasst das Kugel- und Rollenlager 10 hauptsächlich einen
Außenring 1,
einen Innenring 2 und eine Vielzahl von Wälzkörpern 3.
Obwohl ein radiales Kugellager in der Figur gezeigt ist, sind Kugellager,
Kegelrollenlager, zylindrische Rollenlager und Nadellager ebenfalls
Gegenstand der vorliegenden Erfindung. Die Wälzkörper 3 sind rollend
von einem Käfig
gehalten, der zwischen dem Außenring 1 und
dem Innenring 2 angeordnet ist. Wenigstens eines dieser
Lagerteile – Außenring 1,
Innenring 2 und Wälzkörper 3 – weist
eine mit Stickstoff angereicherte Schicht auf.
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Als
ein spezifisches Beispiel des Verfahrens zur Bildung der mit Stickstoff
angereicherten Schicht werden nun Wärmebehandlungsverfahren wie
z.B. Carbonitrieren beschrieben. 2 zeigt
ein Wärmebehandlungsverfahren
für Kugel- und Rollenlager
gemäß der vorliegenden
Erfindung und 3 zeigt eine Variation davon. 2 zeigt
ein Wärmebehandlungsmuster,
das primäre
und sekundäre
Abschreckschritte umfasst, wohingegen 3 ein weiteres
Wärmebehandlungsmuster
zeigt, bei dem das Material während
des Abschreckens unter den A1-Umwandlungspunkt
abgekühlt
und danach wieder erhitzt und dann am Ende des Verfahrens abgeschreckt
wird. Während
der in diesen Figuren gezeigten Behandlung T1 wird
Stahl ausreichend karbonisiert, während Kohlenstoff und Stickstoff
eindiffundieren. Dann wird der Stahl auf unter den A1-Umwandlungspunkt
abgekühlt.
Während
der nachfolgenden Behandlung T2 wird der
Stahl wieder auf eine Temperatur über oder gleich dem A1-Umwandlungspunkt
und unter die Temperatur der Behandlung T1 erhitzt
und danach in Öl
abgeschreckt.
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Anders
als bei der herkömmlichen
Wärmebehandlung,
bei der auf die Carbonitrierung ein einmaliges Abschrecken folgt,
kann durch diese Wärmebehandlungen
die Rissfestigkeit erhöht
werden, während
eine karbonitrierte Oberflächenschicht
gebildet werden kann, wodurch Maßabweichungen über die
Zeit abnehmen. Gemäß den in 2 und 3 dargestellten
Wärmebehandlungsverfahren
für erfindungsgemäße Kugel-
und Rollenlager kann eine Mikrostruktur erzielt werden, bei der
die Austenit-Kristallkörner
weniger als halb so groß sind
als die Körner,
die bei Lagerteilen gebildet worden sind, die herkömmlichen
Wärmebehandlungsverfahren ausgesetzt
worden sind. Die den vorstehend beschriebenen Wärmebehandlungen ausgesetzten
Lagerteile haben eine lange Wälz-Ermüdungslaufzeit
und eine hohe Rissfestigkeit und unterliegen weniger Maßabweichungen über die
Zeit. Die Lagerteile können
für besondere
Anwendungsmöglichkeiten
auf eine hohe Temperatur von 350°C
angelassen werden.
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4 enthält
photographische Darstellungen von Mikrostrukturen, insbesondere
Austenitkörnern
von Lagerteilen, wobei 4A ein erfindungsgemäßes Lagerteil
und 4B ein herkömmliches
Lagerteil zeigt. Insbesondere zeigt 4A eine
Korngröße von Austenitkristallen
in einem Lagerstahl, welcher der Wärmebehandlung gemäß dem mit
Bezug auf 2 beschriebenen Muster ausgesetzt
worden ist. Zum Vergleich zeigt 4B die
Korngröße von Austenitkristallen
in einem Lagerstahl, welcher der herkömmlichen Wärmebehandlung ausgesetzt worden
ist. Die 5A und 5B sind
jeweils schematische Darstellungen der 4A und 4B und
zeigen die Korngröße von Austenitkristallen.
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Es
ist zu erkennen, dass der durch die herkömmliche Wärmebehandlung gebildete Austenit
eine Korngrößennummer
von 10 gemäß JIS-Norm
aufweist, wohingegen der durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung gebildete Austenit
eine feinere Korngrößennummer
von 12 aufweist. Mit Hilfe der Schnittmethode wurde die durchschnittliche
Korngröße gemäß 4A auf
5,6μm festgelegt.
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Es
werden nun Beispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben.
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(Beispiel 1)
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Ein
mit 1,2 Gew. % C, 1,0 Gew. % Si, 0,5 Gew. % Mn, 1,0 Gew. % Ni und
1,5 Gew. % Cr legierter Stahl wurde im Hinblick auf Folgendes analysiert:
(1) Wasserstoffpegel, (2) Kristallkorngröße, (3) Kerbschlagbiegeversuch
nach Charpy, (4) Bruchspannung und (5) Wälz-Ermüdungstest. Die Ergebnisse sind
in Tabelle 1 dargestellt.
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Die
Proben wurden wie folgt hergestellt:
Proben A bis D (erfindungsgemäße Proben):
Die Carbonitrierung wurde bei 850°C über 150
Minuten lang in einer gemischten Atmosphäre aus RX-Gas und Ammoniakgas
durchgeführt.
Während
der Wärmebehandlung gemäß dem in 2 gezeigten
Muster wurden die Proben bei 850°C
karbonitriert und abgeschreckt (Primärabschreckung). Danach wurden
die Proben auf eine Temperatur gebracht, die unter der Karbonitriertemperatur (780°C bis 830°C, Sekundärabschreckung)
liegt. Probe A, die während
des Schrittes der Sekundärabschreckung
bei 780°C
erhitzt worden war, erreichte keine ausreichende Härte und
wurde vom Test ausgeschlossen.
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Proben
E und F (Vergleichsbeispiele): Die Carbonitrierung wurde auf die
gleiche Weise wie bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Proben
A bis D durchgeführt.
Die Sekundärabschreckung
wurde bei einer Temperatur durchgeführt, welche die 850°C der Carbonitriertemperatur überstieg
oder dieser gleich war (850°C
bis 870°C).
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Auf
herkömmliche
Weise karbonitrierte Probe (Vergleichsbeispiel): Die Carbonitrierung
wurde bei 850°C über 150
Minuten lang in einer gemischten Atmosphäre aus RX-Gas und Ammoniakgas
durchgeführt. Die
Probe wurde karbonitriert und unmittelbar abgeschreckt. Es fand
keine Sekundärabschreckung
statt.
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Normal
abgeschreckte Probe (Vergleichsbeispiel): Die Probe wurde bei 850°C erhitzt
und ohne Carbonitrierung abgeschreckt. Es fand keine Sekundärabschreckung
statt.
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Diese
Proben wurden bei 180°C über 120
Minuten lang angelassen.
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Als
nächstes
wird das Testverfahren beschrieben.
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(1) Wasserstoffpegel
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Der
Gehalt an nichtdiffundiertem Wasserstoff in Stahl wurde unter Verwendung
einer DH-103 Wasserstoffanalysevorrichtung (LECO) analysiert. Es
fand keine Messung des Gehalts an diffundiertem Wasserstoff statt.
Die Spezifikationen der DH-103 Wasserstoffanalysevorrichtung (LECO)
sind wie folgt:
Bereich: 0,01 bis 50,00 ppm
Genauigkeit:
+/–0,1
ppm oder +/–3%
H (das größere von
beiden)
Empfindlichkeit: 0,01 ppm
Nachweisprinzip: Wärmeleitung
Gewicht
und Größe der Probe:
10 mg bis 35 mg (Maximum: 12mm Durchmesser × 100mm Länge)
Temperaturbereich
des Ofens: 50°C
bis 1100°C
Reagenzien:
Anhydrone Mg(ClO4)2,
Ascarite NaOH
Trägergas:
gasförmiger
Stickstoff, Gas dosierendes Gas:
Wasserstoffgas. Jedes Gas
weist eine Reinheit von 99,99% oder mehr und einen Druck von 40
psi (2,8 kgf/cm2) auf.
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Kurz
gesagt: Das Verfahren wird wie folgt durchgeführt: Eine in einen speziellen
Probenehmer eingebrachte Probe wird in die Wasserstoff-Analysevorrichtung
eingebracht. Der nach innen diffundierte Wasserstoff wird über ein
Stickstoff-Trägergas in
einen Wärmeleiterdetektor
eingeführt.
Bei diesem Beispiel findet keine Analyse des diffundierten Wasserstoffs
statt. Die Probe wird dem Probenehmer entnommen und wird in einem Widerstandsofen
erhitzt. Der nichtdiffundierte Wasserstoff wird über ein Stickstoff-Trägergas in
den Wärmeleiterdetektor
eingeführt.
Die Wärmeleitung
wird im Wärmeleiterdetektor
als ein Maß des
Gehalts an nichtdiffundiertem Wasserstoff gemessen.
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(2) Kristallkorngröße
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Die
Kristallkorngröße wurde
durch das Verfahren gemäß dem Korngrößentest
für Austenitkristalle
in Stahl festgelegt, wie es durch JIS G 0551 bestimmt ist.
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(3) Kerbschlagbiegeversuch
nach Charpy
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Der
Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy wurde auf der Grundlage des Verfahrens
des Kerbschlagbiegeversuchs nach Charpy für metallische Materialien durchgeführt, wie
er durch JIS Z 2202 bestimmt ist. Die verwendeten Probenteile waren
Rundkerbenteile (JIS Probenteil Nr. 3).
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(4) Bruchspannung
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6 zeigt
ein Probenteil für
den statischen Bruchfestigkeitstest (zur Bestimmung der Bruchspannung).
Eine in Richtung P wirkende Belastung wird so lange überwacht,
bis die Probe bricht. Die Belastung, bei der die Probe bricht, wird
dann durch die folgende Spannungsgleichung für gebogene Träger in einen Spannungswert
umgewandelt. Es können
auch Probenstücke
verwendet werden, die sich in ihrer Form von der Form der in 6 gezeigten
Probe unterscheiden.
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Vorausgesetzt, σ1 ist
die Faserspannung an der vorstehenden Oberfläche des Probenstücks und σ2 ist
die Faserspannung an der vertieften Oberfläche des Probenstücks, ergeben
sich σ1 und σ2 durch die folgenden Gleichungen (Handbook
of Mechanical Engineering A4, Material Dynamics A4-40). In den folgenden Gleichungen
ist N die Axialkraft, die in dem Querschnitt wirkt, der die Achse
des ringförmigen
Teststücks
enthält,
wobei A der transversale Querschnittsbereich, e1 der
Außendurchmesser,
e2 der Innendurchmesser und κ das Widerstandsmoment
des gebogenen Trägers
ist. σ1 = (N/A) + {M/(Aρo)}[1
+ e1/{κ(ρo +
e1)}] σ2 =
(N/A) + {M/(Aρo)}[1 – e2/{κ(ρo – e2)}] κ = –(1/A)∫A{η/ρo + η}dA
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(5) Wälz-Ermüdungslaufzeit
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Die
Bedingungen für
den Wälz-Ermüdungslaufzeittest
sind in Tabelle 2 gezeigt. Eine Testvorrichtung für die Wälz-Ermüdungslaufzeit
ist schematisch in 7, als Draufsicht
in 7A und als Seitenansicht in 7B gezeigt.
In den 7A und 7B wird
ein hinsichtlich der Wälz-Ermüdungslaufzeit
zu analysierendes Teststück 21 von
einer Antriebsrolle 11 getrieben und wird gedreht, während es
sich in Kontakt mit Kugeln 13 befindet. Jede Kugel 13 weist
einen Durchmesser von 3/4 Zoll auf und wird von Führungsrollen 12 geführt, so
dass sie rollt, während
sie einen hohen Oberflächendruck
auf das Teststück 21 ausübt.
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Die
in Tabelle 1 gezeigten Ergebnisse können wie folgt interpretiert
werden.
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(1) Wasserstoffpegel
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Die
durch das herkömmliche
Verfahren karbonitrierte Probe zeigt einen hohen Wasserstoffpegel
von 0,83 ppm. Es wird angenommen, dass dem so ist, weil sich in
der karbonitrierenden Atmosphäre
vorhandenes Ammoniak (NH3) zersetzt hat
und der sich daraus ergebende Wasserstoff in Stahl eingedrungen
ist. Demgegenüber
weisen die Proben B bis D jeweils einen Wasserstoffpegel von 0,42
bis 0,45 ppm auf, was etwa der Hälfte
des Pegels der durch das herkömmliche
Verfahren karbonitrierten Probe entspricht. Dies ist vergleichbar
mit dem Wasserstoffpegel bei der normal abgeschreckten Probe.
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Die
Abnahme des Wasserstoffpegels verhindert, dass der Stahl aufgrund
des gelösten
Wasserstoffs brüchig
wird. Insbesondere hat die Abnahme des Wasserstoffpegels zu einer
signifikanten Zunahme der Kerbschlagbiegung nach Charpy bei jeder
der Proben B bis D geführt.
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(2) Kristallkorngröße
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Die
Kristallkorngröße ist bei
jeder der Proben B bis D, wobei die Temperatur für die Sekundärabschreckung
unter der Abschrecktemperatur während
der Car bonitrierung (Primärabschreckung)
lag, besonders klein, d.h. Korngrößennummer 11 bis 12. Die Austenitkörner haben
die Kristall-Korngrößennummer
9 und sind bei jeder der Proben E und F, der herkömmlich karbonitrierten
Probe und der normal abgeschreckten Probe, gröber als bei den Proben B bis
D der vorliegenden Erfindung.
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(3) Kerbschlagbiegeversuch
nach Charpy
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Wie
in Tabelle 1 gezeigt, weist jede der Proben B bis D der vorliegenden
Erfindung eine Kerbschlagzähigkeit
nach Charpy von 6,35 bis 6,80 J/cm2 auf,
was einen signifikant höheren
Wert bedeutet, als der der herkömmlich
karbonitrierten Probe (5,10 J/cm2). Eine
Probe, bei der die Temperatur für
die Sekundärabschreckung
niedriger ist, neigt zu einer höheren
Kerbschlagzähigkeit
nach Charpy. Die normal abgeschreckte Probe weist eine hohe Kerbschlagzähigkeit
von 6,40 J/cm2 auf.
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(4) Bruchspannung
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Die
Bruchspannung ist äquivalent
zur Rissfestigkeit. Nach Tabelle 1 hat die herkömmlich karbonitrierte Probe
eine Bruchspannung von 2080 MPa. 1m Vergleich dazu weist jede der
Proben B bis D eine erhöhte Bruchspannung
von 2630 bis 2800 MPa auf. Die normal abgeschreckte Probe hat eine
Bruchspannung von 2750 MPa. Diese Ergebnisse zeigen, dass die erhöhte Rissfestigkeit
der Proben B bis D stark der Abnahme des Wasserstoffpegels sowie
den feineren Austenitkristallkörnern
zuzuschreiben ist.
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(5) Wälz-Ermüdungstest
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Tabelle
1 zeigt, dass die normal abgeschreckte Probe die kürzeste Wälz-Ermüdungslaufzeit
L10 hat, da sie keine karbonitrierte Oberflächenschicht
aufweist, wohingegen die herkömmlich
karbonitrierte Probe eine 1,4 mal so lange Lebensdauer hat. Die
Proben B bis D weisen jeweils, verglichen mit der herkömmlich karbonitrierten
Probe, eine signifikant verlängerte
Wälz-Ermüdungslaufzeit
auf. Die Proben E und F weisen jeweils eine Wälz- Ermüdungslaufzeit
auf, die mit der der herkömmlich
karbonitrierten Probe vergleichbar ist.
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Zusammenfassend
lässt sich
sagen, dass diese Beobachtungen zeigen, dass die Proben B bis D
der vorliegenden Erfindung jeweils einen reduzierten Wasserstoffpegel,
eine feinere Austenitkristallkörnung
mit der Korngrößennummer 11 oder
höher aufweisen
und hinsichtlich der Kerbschlagbiegung nach Charpy, der Rissfestigkeit
und der Wälz-Ermüdungslaufzeit
verbessert worden sind.
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(Beispiel II)
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Es
folgt die Beschreibung von Beispiel II. Folgende Gegenstände X, Y
und Z sind auf unterschiedliche Eigenschaften getestet worden. Gleiches
Material (mit 1,2 Gew. % C, 1,0 Gew. % Si, 0,5 Gew. % Mn, 1,0 Gew. %
Ni und 1,5 Gew. % Cr) wurde unterschiedlichen Wärmebehandlungen ausgesetzt,
damit die Gegenstände X,
Y und Z wie folgt hergestellt werden konnten:
Gegenstand X
(Vergleichsbeispiel): nur normale Abschreckung (ohne Carbonitrierung);
Gegenstand
Y (Vergleichsbeispiel): Carbonitrierung mit nachfolgender Abschreckung
(herkömmliches
Carbonitrierhärten).
Der Gegenstand wurde bei 845°C über 150
Minuten in einer gemischten Atmosphäre aus RX-Gas und Ammoniakgas
karbonitriert; und
Gegenstand Z (erfindungsgemäßes Beispiel):
Ein Lagerstahl wurde der Wärmebehandlung
gemäß dem in 2 gezeigten
Muster ausgesetzt. Der Gegenstand wurde bei 845°C über 150 Minuten in einer gemischten Atmosphäre aus RX-Gas
karbonitriert, wonach die Endabschreckung bei 800°C folgte.
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(1) Wälz-Ermüdungslaufzeit
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Die
Gegenstände
wurden hinsichtlich der Wälz-Ermüdungslaufzeit
unter Verwendung der Bedingung und des Testinstruments gemäß Tabelle
2 und 7 getestet. Die Ergebnisse des
Wälz-Ermüdungslaufzeittests
sind in Tabelle 3 enthalten.
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Nach
Tabelle 3 hat der Gegenstand Y der Vergleichsbeispiele eine Wälz-Ermüdungslaufzeit
L10 (wobei 1 von 10 Probenstücken bricht),
das ist 1,5 mal länger
als die des normal abgeschreckten Gegenstands X der Vergleichsbeispiele,
wodurch gezeigt ist, dass die Wälz-Ermüdungslaufzeit
durch Carbonitrieren signifikant erhöht werden kann. Verglichen
dazu ist die Wälz-Ermüdungslaufzeit
von Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung 1,5 mal länger als
die des Gegenstands Y und 2,2 mal länger als die des Gegenstands
X. Der Hauptgrund für
diese Verbesserung liegt in der feinen Mikrostruktur des Gegenstands
Z.
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(2) Kerbschlagbiegeversuch
nach Charpy
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Die
Gegenstände
wurden auf Kerbschlagzähigkeit
nach Charpy unter Verwendung von Rundkerbenteilen gemäß der vorstehend
beschriebenen JIS Z 2242-Norm
getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 enthalten.
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Wie
ersichtlich, weist der karbonitrierte Gegenstand Y (Vergleichsbeispiel)
eine niedrigere Kerbschlagzähigkeit
auf als der normal gehärtete
Gegenstand X (Vergleichsbeispiel). Der Gegenstand Z weist eine vergleichbare
oder höhere
Kerbschlagzähigkeit
auf als der Gegenstand X.
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(3) Statischer Bruchzähigkeitstest
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8 zeigt
ein Probenstück
für einen
statischen Bruchzähigkeitstest.
Ein Schlitz von ca. 1 mm wurde in der Kerbe des Probenstücks ausgebildet,
und das Probenstück
wurde einer statischen Belastung ausgesetzt, während es an drei Stellen unterstützt wurde.
Es wurde die Belastung P, bei der die Probe bricht, bestimmt. Die
Bruchzähigkeit
(K1c-Wert) wurde durch folgende Gleichung
(I) berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 enthalten. K1c
= (PL√a/BW2){5,8 – 9,2(a/W)
+ 43,6(a/W)2 – 75,3(a/W)3 +
77,5(a/W)4} (1)
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Da
der Schlitz tiefer war als die karbonitrierende Schicht, konnte
kein signifikanter Unterschied zwischen den Gegenständen X und
Y festgestellt werden. Der Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung
wies eine 1,1 mal höhere
Bruchzähigkeit
auf als die Vergleichsbeispiele.
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(4) Statischer Traglastfestigkeitstest
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Die
in 6 gezeigten Teststücke wurden hinsichtlich ihrer
statischen Traglastfestigkeit getestet. Es wurde in der in der Figur
gezeigten Richtung P eine Belastung angelegt, um die statische Traglastfestigkeit
zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 enthalten.
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Die
statische Traglastfestigkeit war im karbonitrierten Gegenstand Y
geringer als bei dem normal abgeschreckten Gegenstand X. Verglichen
dazu weist der Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung eine statische
Traglastfähigkeit
auf, die größer ist
als bei Gegenstand Y und vergleichbar zu Gegenstand X ist.
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(5) Maßabweichung über die
Zeit
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Die
Gegenstände
wurden für
die Dauer von 500 Stunden auf 130°C
gehalten und es wurde die Maßabweichung
bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 enthalten, zusammen mit
der Oberflächenhärte und dem
Restaustenitgehalt (bei einer Tiefe von 50 μm).
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Die
Ergebnisse zeigen, dass der Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung
im Hinblick auf Gegenstand Y, der mehr Restaustenit enthält, einer
Maßabweichung
von 70% oder weniger unterlag.
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(6) Wälz-Ermüdungslaufzeittest bei Vorhandensein
von Fremdkörpern
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Ein
Kugellager 6206 wurde für
die Bestimmung der Wälz-Ermüdungslaufzeit
bei Vorhandensein einer vorbestimmten Menge an Norm-Fremdkörpern verwendet.
Die Testbedingung und die Testergebnisse sind jeweils in den Tabellen
8 und 9 enthalten.
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Der
herkömmlich
karbonitrierte Gegenstand Y weist eine 1,7 mal längere Wälz-Ermüdungslaufzeit
auf als der Gegenstand X, und Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung
weist eine 1,6 mal längere
Wälz-Ermüdungslaufzeit
auf als Gegenstand X. Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung enthält weniger
Restaustenit als Gegenstand Y der Vergleichsbeispiele, erreichte
dennoch eine gleich lange Lebensdauer aufgrund des Eindringens von
Stickstoff und der feinen Mikrostruktur.
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Diese
Ergebnisse legen nahe, dass Gegenstand Z der vorliegenden Erfindung
allen drei Anforderungen entspricht, die durch das herkömmliche
Carbonitrierverfahren schwer zu erzielen waren: die lange Wälz-Ermüdungslaufzeit,
die erhöhte
Bruchfestigkeit und die verminderte Maßabweichung über die
Zeit.
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(Beispiel III)
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Tabelle
10 zeigt die Ergebnisse eines Tests, der durchgeführt worden
ist, um das Verhältnis
zwischen dem Stickstoffgehalt und der Wälz-Ermüdungslaufzeit bei Vorhandensein
von Fremdkörpern
zu bestimmen. Vergleichsbeispiel 1 entspricht einer Probe, die durch
ein Standardverfahren abgeschreckt worden ist und Vergleichsbeispiel
2 entspricht einer Probe, die durch ein Standardverfahren karbonitriert
worden ist. Vergleichsbeispiel 3 entspricht einer Probe, die mit
dem gleichen Verfahren wie bei dem Beispiel der vorliegenden Erfindung
be handelt worden ist, mit der Ausnahme, dass sie einen höheren Stickstoffpegel
enthält.
Die Testbedingungen sind wie folgt:
Probenlager: Kegelförmiges Rollenlager
30206 (Innenring, Außenring
und Rollen bestehen aus einem Stahl, der mit 1,2 Gew. % C, 1,0 Gew.
% Si, 0,5 Gew. Mn, 1,0 Gew. % Ni und 1,5 Gew. % Cr legiert worden
ist).
Radiale Last = 17,64 kN
Axiale Last = 1,47 kN
Drehzahl
= 2000 U/min
Gehalt an harten Fremdkörpern = 1 g/l
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Wie
aus Tabelle 10 ersichtlich, ist die Wälz-Ermüdungslaufzeit bei Vorhandensein
von Fremdkörpern im
Wesentlichen proportional zum Stickstoffgehalt in jedem der Beispiele
1 bis 5. Die Obergrenze des Stickstoffgehalts ist vorzugsweise 0,7,
da Vergleichsbeispiel 3 mit einem Stickstoffgehalt von 0,72 eine
signifikant kürzere
Wälz-Ermüdungslaufzeit
bei Vorhandensein von Fremdkörpern
aufwies.
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Die
vorstehend beschriebenen Ausführungsformen
sind rein darstellend und sollen keine Einschränkung der Erfindung sein. Der
Umfang der Erfindung ist nicht durch die vorstehende Beschreibung,
sondern durch die beigefügten
Ansprüche
festgelegt, die alle Entsprechungen und Modifikationen innerhalb
des Umfangs der Erfindung umfassen.
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Zusammenfassung
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Die
Erfindung betrifft Kugel- und Rollenlagerteile, die mit 0,6-1,3
Gew. % C, 0,3-3,0
Gew. % Si, 0,2-1,5 Gew. % Mn, 0,03 Gew. % oder weniger P, 0,03 Gew.
% oder weniger S, 0,3-5,0 Gew. % Cr, 0,1-3,0 Gew. % Ni, 0,050 Gew.
% oder weniger Al, 0,003 Gew. % oder weniger Ti, 0,0015 Gew. % oder
weniger O und 0,015 Gew. % oder weniger N legiert sind, wobei der
Rest aus Fe und unvermeidbaren Fremdstoffen besteht. Das Element
weist eine mit Stickstoff angereicherte Schicht auf. Die Austenitkristalle
des Stahls weisen eine Korngrößennummer
von über
10 auf.
