DE19982543B4

DE19982543B4 - Wälzlager

Info

Publication number: DE19982543B4
Application number: DE19982543T
Authority: DE
Inventors: Hiromichi Fujisawa Takemura; Yasuo Fujisawa Murakami; Kazuo Fujisawa Sekino
Original assignee: NSK Ltd
Current assignee: NSK Ltd
Priority date: 1998-12-21
Filing date: 1999-11-19
Publication date: 2005-12-22
Anticipated expiration: 2019-11-20
Also published as: GB2349647B; DE19982543T1; WO2000037701A1; US6357924B1; GB0021427D0; GB2349647A

Abstract

Wälzlager mit mehreren Wälzkörpern, die zwischen einem stationären und einem drehbaren Lagerring angeordnet sind, wobei zumindest einer der Lagerringe aus Stahl mit – jeweils in Gewichtsanteilen angegeben – 0,65 bis 1,25% C, 0,7 bis 2,5% Si, 0,5 bis 3,0% Cr, Fe als Rest sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei außerdem zumindest eines der Elemente Mo zu 0,5 bis 3,0% und Ti zu 0,05 bis 0,5% sowie feindispers ausgeschiedene Karbide des Mo-Typs oder des Ti-Typs mit einer mittleren Partikelgröße von 50 bis 300 nm darin enthalten sind, und zusätzlich eine 5 bis 100 nm dicke Oxidschicht auf dem zumindest einen Lagerring gebildet ist.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Wälzlager, das unter Hochtemperaturbedingungen verwendet wird, und insbesondere betrifft sie ein Wälzlager für Motorzusatzaggregate, wie etwa Lichtmaschinen, Solenoidkupplungen, zwischengeschaltete Riemenscheiben, Kompressoren für Fahrzeug-Klimaanlagen und Wasserpumpen.
Zusammen mit der Größen- und Gewichtsverringerung von Kraftfahrzeugen in den zurückliegenden Jahren sind ein höheres Leistungsvermögen und eine höhere Kraft ebenso wie eine Größenund Gewichtsverringerung für die Maschinenzusatzaggregate nötig geworden. Beispielsweise während des Betriebs eines Motors wirken hohe Temperatur, große Vibrationen und starke Belastung (etwa 4G bis 20G Gravitationsbeschleunigung), hervorgerufen durch Drehungen mit hoher Drehzahl, gleichzeitig mittels eines Riemens auf Lager zur Verwendung in einer Lichtmaschine ein. Infolge hiervon tritt in einer frühen Stufe für das Wälzlager, insbesondere für einen äußeren Ring als stationären Ring, Abblättern auf, und dies führt zu einer Verkürzung der Lagerlebensdauer.

Stand der Technik betreffend Verbesserung der Lebensdauer von Lagern, die unter großen Vibrationen und starker Belastung verwendet werden, umfaßt beispielsweise die japanische ungeprüfte Patentschrift Nr. Hei 7-72556 (nachfolgend als Stand der Technik 1 bezeichnet), das japanische Patent Nr. 2724019 (nachfol gend als Stand der Technik 2 bezeichnet), die japanische ungeprüfte Patentschrift Nr. Sho 62-218542 (nachfolgend als Stand der Technik 3 bezeichnet) und die japanische ungeprüfte Patentschrift Nr. Hei 2-190615 (nachfolgend als Stand der Technik 4 bezeichnet). Unter diesen Druckschriften offenbart der Stand der Technik 1, daß plastische Verformung aufgrund der Zersetzung von restlichem Austenit unter der Laufbahnoberfläche verhindert werden kann durch Festlegen des Anteils von restlichem Austenit in dem äußeren Ring des Lagers auf 0,05 oder mehr und 6% oder weniger, zumindest auf Seiten der Lasteinleitung, d.h., auf der Seite der Riemenscheibe. Der Stand der Technik 2 offenbart ferner einen wärmebeständigen Lagerstahl einer Zusammensetzung aus 0, 8 bis 1, 5% C, 0, 8 bis 2, 0% Si, 0, 3 bis 2, 0% Mn, 1,3 bis 1,98% Cr und 0,3 bis 1,0% Mo, wobei die Gesamtmenge an Si und Mo in einem Bereich von 1% oder mehr liegt, und wobei der Rest aus Eisen und Verunreinigungen besteht. Der Stand der Technik 3 offenbart ferner, daß der Lagerring 0,95 bis 1,10% C, 1 bis 2% Si, 1, 15% oder weniger Mn, 0, 90 bis 1, 50% Cr und 8% oder weniger der Menge an restlichem Austenit enthält und eine Oberflächenhärte HRC von 60 oder mehr besitzt. Der Stand der Technik 4 offenbart ferner ein Schmierfett-abgedichtetes Lager mit einem Schmierfett, das in dem Lager dicht eingeschlossen ist, wobei eine Oxidschicht einer Dicke von 0,1 bis 2,5 μm auf der Wälzfläche des Lagerrings des Lagers gebildet ist.

Als Gegenmaßnahme zum Verhindern eines vorzeitigen Abblätterns in dem Lager, das unter hoher Temperatur, großen Vibrationen und starker Belastung verwendet wird, hervorgerufen durch Drehung bei hoher Drehzahl, beschreibt das SAE Technical Paper: SAE 950944 (gehalten am 27. Februar bis 2. März 1995) in den ersten bis 14. Abschnitten, daß vorzeitiges Abblättern verhindert werden kann durch Analysieren des Ermüdungsmechanismus des Lagers zur Verwendung in der Lichtmaschine und durch Austauschen des Abdichtungsschmierfetts E-Schmierfett durch M- Schmierfett mit einer höheren Dämpfungswirkung unter Absorption großer Vibrationen und starker Belastungen und durch Mäßigen des Metallkontakts.

Für das Phänomen eines vorzeitigen Abblätterns ist außerdem in Betracht gezogen worden, daß in einem Schmiermittel enthaltenes Wasser (das üblicherweise in Schmierfett mit etwa 0,1% enthalten ist) zersetzt wird, wobei erzeugte Wasserstoffionen auf der Laufbahnoberfläche adsorbiert und als Wasserstoffatome in einem Bereich hoher Belastung angesammelt werden (in der Nähe der maximalen Scherbeanspruchungsposition), was zu Abblättern durch Spannungsrisskorrosion führt. Für die Ursache des Ausbildens von in dem Lager enthaltenem Wasser wird angenommen, daß deshalb, weil das Zusatzaggregat auf eine hohe Temperatur während des Betriebs eines Motors erhitzt und auf Atmosphärentemperatur nach Stoppen des Motors abgekühlt wird, in einem kleinen Raum des Lagers vorhandene Luft zur Kondensation kommt.

Im Stand der Technik 1 ist hingegen offenbart, daß Tempern bzw. Durchwärmen (bei 250 bis 380°C) derart durchgeführt wird, daß die Menge an restlichem Austenit zumindest in dem äußeren Ring auf der Seite der Riemenscheibe von 0,05 bis 6% beträgt. Das bloße Verringern der Menge an restlichem Austenit kann jedoch zu der Wirkung beitragen, die Dimensionsstabilität im Falle hoher Temperatur zu verbessern. Dies vermag jedoch nur die plastische Verformung unter der Laufbahnoberfläche für die Abblätterungsbeständigkeit zu verhindern, und da das Gleiten bzw. Durchrutschen des Wälzelements unter großer Vibration und starker Belastung zunimmt, wird der Effekt einer Verlängerung der Lebensdauer in dem Fall nicht erkannt, daß Wasserstoff aus der Laufbahnoberfläche eindringt.

Der Stand der Technik 2 offenbart außerdem, daß eine Härte, die geeignet ist, der Wälzkontaktermüdung zu widerstehen, selbst im Falle einer hohen Temperatur dadurch aufrechterhalten werden kann, daß ein Element zur Erhöhung der Beständigkeit gegenüber der Erwärmungserweichung hinzugesetzt wird, wie etwa Si oder Mo; Makrocarbid-Niederschläge, wie etwa C-Cr, werden dabei jedoch in merklichem Umfang gebildet, wodurch die Rißbildungsausbreitungseigenschaft deutlich beeinträchtigt wird, da C bis hin zu 1, 5% enthalten ist und Cr um den Faktor 1, 3 mit 1, 98% enthalten ist. Keinerlei Lebensdauerverlängerungswirkung kann erwartet werden, indem lediglich Mo mit einer kleinen Menge von 0,1 bis 1,0% zugesetzt wird, da dies nicht dazu hinreicht, feine Carbide vom Mo-Typ niederzuschlagen, um den unteren Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors zu verbessern.

Da die Menge an restlichem Austenit auf 8% oder weniger durch Hochtemperaturerwärmen bei Zusatz eines Elements zur Verbesserung der Beständigkeit gegenüber der Durchwärmungserweichung von Stahl, wie etwa Si oder Al, zugesetzt wird, kann gemäß dem Stand der Technik 3 ein Lagerring mit geringerer dimensioneller Alterungsänderung unter Hochtemperaturbedingung bereitgestellt werden. Da das Gleiten bzw. Durchrutschen eines Wälzelements unter großer Vibration und starker Belastung zunimmt, kann jedoch für die Abblätterungsbeständigkeit die Auswirkung auf eine Verlängerung der Lebensdauer unter dem Umstand nicht erkannt werden, daß Wasserstoff aus der Laufbahnoberfläche eindringt.

Da gemäß der Entgegenhaltung 4 eine mühsame Eintauchbehandlung eines Lagerrings in eine wäßrige Lösung aus Natriumhydroxid unter Erwärmung bei niedriger Temperatur erforderlich ist, um eine Drei-Eisentetraoxid-Schicht (allgemein als schwarze Beschichtung bezeichnet) zu bilden, und außerdem eine Behandlung zum Korrodieren der Wälzoberfläche auf ein derartiges Ausmaß, daß eine Verfärbung in einer wäßrigen Oxidationslösung, wie etwa Alkoholsulfat, Salzsäure oder Schwefelsäure, als weiteres Lösungsmittel verursacht wird, werden Probleme verur sacht, wie etwa beispielsweise im Hinblick auf die Erleichterung bzw. Verkürzung der Prozeßzeit. Wie in "Pretext for Conference of Japan Triopology (Tokio, 1995-5), S. 551-554" dargestellt, werden in einem Lager zur Verwendung in Motorzusatzaggregaten, die unter großen Vibrationen/starker Belastung eingesetzt werden, weil ein Drehrutschen bzw. Drehdurchrutschen in selbsttätiger Weise am Eingang eines stationären Rings hervorgerufen wird, Oxidschichten, die eine Dämpfungswirkung bereitstellen können, zerrissen und Last wirkt direkt auf den äußeren Ring ein, der häufig einem frühzeitigen Abblättern ausgesetzt ist, so daß es tatsächlich schwierig ist, ein frühzeitiges Abblättern in dem stationären Ring zu verhindern.

Wenn ein Lager in Luft erhitzt wird, ohne daß die Temperatur gesteuert wird, werden auf der Oberfläche des Materials durch Oxidation Schuppen von mehreren μm (Häutchen) gebildet. Die Ungleichmäßigkeit der Schuppen führt zu einem Verlust an Material, wodurch möglicherweise Ausgangspunkte für Grübchen bzw. Narben gebildet werden. Wenn das Lager lediglich in Atmosphärenluft gelassen wird, kann davon ausgegangen werden, daß Stähle mit Feuchtigkeit in der Luft reagieren, um möglicherweise atmosphärische Korrosion hervorzurufen.

Bei der Wälzkontaktermüdung handelt es sich ferner um ein Phänomen, das durch Scherspannung und vertikale Druckspannung, unter der Wälzoberfläche synthetisiert, hervorgerufen wird, und Risse werden außerdem im synthetisierten Modus eines Dehnrißausbreitungsmodus (Modus I) und eines Scherrißausbreitungsmodus (Modus II) verlängert bzw. ausgebreitet. Zum Ermitteln von Rißausbreitungseigenschaftsdaten für Lagermaterialien ist deshalb eine Studie bezüglich Lagermaterialien durchgeführt worden, die eine hervorragende Rißausbreitungsbeständigkeitseigenschaft aufweisen, beispielsweise durch Durchführen eines Rißausbrei tungstests unter Verwendung eines Druck/Zug(CT)-Teststücks durch ein Testverfahren in Übereinstimmung mit ASTM E 647-83.

DE 198 26 963 A1 offenbart ein Wälzlager mit mehreren Wälzelementen aus Keramik, die im Gebrauch zwischen einem stationären Lagerring und einem drehbaren Lagerring angeordnet sind, wobei die Lagerringe aus einer Stahllegierung bestehen. Um Wälzlager zu erhalten, die sich zum Einsatz in Turboladern und drgl. eignen, werden die Lagerringe karbonisiert und nitriert, wodurch diese selbst bei hohen Temperaturen und Drehzahlen verschleißfester und geräuschärmer werden. Der Kohlenstoffgehalt beträgt bei diesen bekannten Lagerringen vorzugsweise 0,3 bis 0,6 Gew%, wobei die obere Grenze durch einen r_R-Wert unterhalb von 5% bedingt ist.

DE 199 28 775 A1 offenbart ein Wälzlager mit Lagerringen aus Stahl, welcher C, Si, Cr, Mo und Ti enthält, und Induktionsgehärtet ist, um eine besondere Härte der Laufbahn vorzusehen.

Ausgehend von DE 198 26 963 A1 ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die Standzeit eines Wälzlagers unter hoher Temperaturbelastung weiter zu verbessern.

Diese Aufgabe wird durch ein Wälzlager mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Dieses Wälzlager umfasst mehrere Wälzelemente, die im Gebrauch zwischen einem stationären Lagerring und einem drehbaren Lagerring angeordnet sind. Zumindest einer der Lagerringe enthält Stahl mit 0,65 bis 1,25% C, 0,7 bis 2,5% Si, 0,5 bis 3,0% Cr und außerdem zumindest eines der Bestandteile:
Mo zu 0,5 bis 3,0% und Ti zu 0,05 bis 0,5%. Fein dispersiv niedergeschlagene Carbide vom Mo-Typ oder vom Ti-Typ mit einer mittleren Korngröße von 50 bis 300 nm bewirken einen Wasserstoffeinfangeffekt, durch den ein Eindringen des Wasserstoffes in die Umgebung des Bereichs des Lagerringes zu verhindern, in welchem die Ermüdungserscheinungen durch den Wälzkontakt, und damit auch die Scherbeanspruchungen am größten sind. Dadurch kann die Standzeit des Wälzlagers selbst bei Betrieb unter hoher Temperatur, starken Schwingungen und hoher Belastung verlängert werden. Auch kann der untere Grenzamplitudenweg des Spannungsintensitätsfaktors durch den Pinningeffekt der Mo-Carbide der Korngröße von 50 bis 300 nm verbessert werden. Hierdurch wird die Ausbreitung feiner Risse, die bereits zu Anfang des Betriebs vorliegen können, verhindert.

Bei dem vorliegenden Lagerring wird ein Kohlenstoffgehalt von 0,65 bis 1,25% verwendet, weil in diesem Bereich einerseits eine Härte von mindestens HRC 58 gewährleistet ist, und andererseits die Carbide klein genug sind, um nicht Ermüdungserscheinungen durch den Wälzkontakt zu bewirken.

Insbesondere ist eine Oxidschicht von 5 bis 100 nm auf dem zumindest einen Lagerring gebildet, die auch als wiedererhitzte Oxidschicht bezeichnet wird. Diese Oxidschicht verhindert das Eindringen von Wasserstoff, der durch Zersetzung von im Schmiermittel enthaltenem Wasser bei hoher Last und starken Schwingungen freigesetzt wird. Hierdurch kann eine Rißbildung infolge von Spannungskorrosion und damit ein Abblättern vermieden werden.

Zu einer Verringerung der Lebensdauer führender Wasserstoff wird dabei ausschließlich auf der Wälzoberfläche fixiert, und Wasserstoff kann daran gehindert werden, bis zu der Position maximaler Scherspannung einzudringen, wodurch der Effekt erzielt wird, die Wälzlebensdauer durch den Wasserstoffeinfangeffekt der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ in der Zusammensetzung zu verlängern. Der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors kann außerdem durch den Pinning-Effekt der feinen Carbide vom Mo-Typ in der Zusammensetzung verbessert werden, wodurch der Effekt erzielt wird, die Ausbreitung von anfänglichen feinen Rissen zu verhindern, wodurch der Fortschritt des Abblätterns verzögert wird und die Wälzkontaktermüdungslebensdauer verlängert wird.

Unter den genannten Elementen ist C ein Element zum Bereitstellen einer in einem Wälzlager erforderlichen Härte, wobei eine Härte HRC 58 oder eine größere, die für das Wälzlager erforderlich ist, mitunter sichergestellt werden kann, wenn das Element mit weniger als 0,65% vorliegt, während andererseits, wenn es mit mehr als 1,25% vorhanden ist, niedergeschlagene Carbide dazu neigen, voluminös zu werden, wodurch die Kontaktermüdungslebensdauer und die Beständigkeit gegenüber Stoßlast mitunter beeinträchtigt werden, so daß der Gehalt an C festgelegt ist als: C = 0, 65 – 1, 25%.

Bei Si handelt es sich um ein Element zur Verbesserung der Verzögerung der Strukturänderung der Härtbarkeit und der Beständigkeit gegenüber Durchwärmungserweichen; der Effekt ist jedoch unzureichend, wenn dieses Element mit weniger als 0,7% vorliegt, während die maschinelle Bearbeitbarkeit deutlich beeinträchtigt ist, wenn der Anteil des Elements 2,5% übersteigt, so daß es festgelegt ist als: Si = 0,7 – 2,5%.

Bei Cr handelt es sich um ein Element zur Verbesserung der Härtbarkeit und zum Fördern der Kugelförmigkeit von Carbiden, und es muß mit zumindest mit 0,5% oder mehr, bevorzugt 1% oder mehr, enthalten sein. Carbide vom C-Cr-Typ werden jedoch mitunter gröber, wodurch die mittlere Kristallkorngröße vergrößert ist und die Maschinenbearbeitbarkeit beeinträchtigt ist, wenn es mit mehr als 3,0% enthalten ist, und insbesondere neigt die mittlere Korngröße von Carbiden dazu, größer zu werden, wodurch der Amplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors verringert wird, wenn es 1,15 übersteigt, so daß es festgelegt ist als Cr = 0,5 – 1,15.

Bei Mo handelt es sich um ein Element zur Verbesserung der Lagerhärte und zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit aufgrund der Beständigkeit gegenüber Durchwärmungserweichen und des Dispersionseffekts feiner Carbide, und es muß mit 0,5% oder mehr vorhanden sein. Da der Effekt gesättigt ist und die Maschinenbearbeitbarkeit möglicherweise beeinträchtigt ist, wenn es mit mehr als 3,0% vorhanden ist, ist es festgelegt als Mo = 0,5 – 3,0%. Die Anzahl dispergierter Niederschläge von Carbiden des Mo-Typs beträgt bevorzugt 10 oder mehr pro 10 μm². Die Korngröße der Carbide vom Mo-Typ mit 50 bis 300 nm wird gesteuert durch Zusetzen von Mo mit 1,1% oder mehr und durch Anwenden einer Festlösungsbehandlung, und diese Anzahl kann vergrößert werden auf 20 oder mehr pro 10 μm². Da der Disperionsniederschlageffekt die Funktion hat, den Amplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors zu verbessern, ist es bevorzugt festgelegt als: Mo = 1,1 bis 3,0%.

Bei Ti handelt es sich um ein feindispergierendes Element in Form von Ti-Carbiden und Ti-Carbonitriden zur Verbesserung der Härte und der Wälzlebensdauer eines Lagers und zum Verhindern des Wachsens von Austentit-Kristallkörnern während des Abschreckens, und es hat außerdem einen Effekt auf das Wasser stoffeinfangen. Wenn es mit 0,05% oder weniger vorliegt, ist Ti-Nitrid einer Größe von 1 μm oder mehr vorherrschend, und es ist kein Verfeinerungseffekt zu erwarten. Wenn es jedoch 0,50 übersteigt, ist die Maschinenbearbeitbarkeit beeinträchtigt oder die Anzahl von Einschlüssen (TiN, TiS), welche die Wälzlebensdauer beeinträchtigt, nimmt zu, so daß der Gehalt dieses Elements festgelegt ist als: Ti = 0,05 – 0,50. Für einen feinen dispersiven Niederschlag von TiC und TiCN ist bevorzugt, daß eine Lösungsbehandlung bei 1150 bis 1350°C angewendet wird, um die Größe der Ausscheidungen zu steuern.

Dispersive Ausscheidungen aus Carbiden vom Mo-Typ oder Ti-Typ einer Größe von 50 bis 300 nm sind bevorzugt für eine Anzahl von 10 oder mehr pro 10 μm².

Was o betrifft, ist es erwünscht, daß dieses Element mit 10 ppm oder weniger vorliegt, um die Bildung von Einschlüssen vom Oxid-Typ zu verringern. Auch was S betrifft, ist dieses bevorzugt aus demselben Grund mit 0,02% oder weniger enthalten. Für die Menge an restlichem Austenit ist festgelegt, daß dieses mit 1% oder weniger durch Durchwärmen bei einer Temperatur von 400°C oder höher vorliegt, im Hinblick auf die Dimensionsänderung aufgrund einer Zersetzung von Austenit bei einer Arbeitsbedingung bei einer hohen Temperatur von 150°C oder höher. Da die Anwesenheit von Austenit, selbst wenn es mit kleiner Menge vorhanden ist, eine Dimensionsänderung hervorruft, beträgt die Menge an restlichem Austenit bevorzugt 0%, wodurch keinerlei Dimensionsänderung hervorgerufen wird. Wenn nach dem Durchwärmen bei einer Temperatur von 300°C oder höher keine Dimensionsänderung vorliegt, wurde angenommen, daß dieses Element mit einem Anteil von 0% enthalten war.

Die Oberfläche des Lagerrings bzw. des Wälzelements kann einer gewöhnlichen Wärmebehandlung unterworfen werden, d.h., mit ei ner Durchwärmungsbehandlung bei 400 bis 500°C nach dem Abschrecken, und eine Wärmebehandlung kann erneut nach dem Schleifen in Luft bei 200 bis 400°C angewendet werden, um eine Oberflächenhärte HRC 58 oder größer bereitzustellen, und eine Menge an restlichem Austenit von 1% oder weniger, und um eine Oxidschicht zu bilden, die Materialien vom Eisenoxid-Typ bei einer Größe von 5 bis 100 nm (auch als wiedererhitzte Oxidschicht bezeichnet) aufweist, wodurch eine Wasserstoffeindringverhinderungswirkung durch die wiedererhitzte Oxidschicht erzielt wird, wodurch das Zerreißen bzw. eine Rißbildung der Schicht verhindert wird, die mit einem Schmiermittel auf der Laufbahnoberfläche aufgrund der Einwirkung hoher Last und starker Vibration gebildet wird, und um das Eindringen von Wasserstoff zu verhindern, das durch Zersetzen des im Schmiermittel enthaltenden Wassers erzeugt wird, wodurch Abblättern durch Spannungskorrosionsreißen verhindert und die Wälzlebensdauer verlängert wird.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

1 zeigt eine Querschnittsansicht eines Hauptteils einer Ausführungsform eines Wälzlagers gemäß der vorliegenden Erfindung.

2 zeigt eine schematische Ansicht eines Beispiels einer Lebensdauer-Testanlage für ein Wälzlager.

3 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen der mittleren Korngröße von Carbiden und der Lagerlebensdauer.

4 zeigt eine Kurvendarstellung der Beziehung zwischen der Dicke einer Oxidschicht und der Lagerlebensdauer.

5 zeigt eine schematische Ansicht eines Druck/Zug-Teststücks.

6 zeigt eine schematische Ansicht einer Lebendauer-Testanlage für ein Wälzlager in Gestalt eines Wechselstromgenerators.

7 zeigt die Kurvendarstellung der Beziehung zwischen der mittleren Korngröße von Carbiden und der Lagerlebensdauer.

BESTE ART UND WEISE, DIE ERFINDUNG AUSZUFÜHREN
Eine Art und Weise, die vorliegende Erfindung auszuführen, ist nachfolgend unter Bezug auf die Zeichnungen erläutert.
1 zeigt eine Querschnittsansicht einer Ausführungsform eines Wälzlagers, auf welches eine Oberflächenbehandlung in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung angewendet ist. In der Zeichnung bezeichnet die Bezugsziffer 1 ein Tiefnut-Wälzlager zur Innenringdrehung. Bei dem dargestellten Wälzlager 1 ist ein äußerer Ring 2 an einem Gehäuse 8 befestigt und ein innerer Ring 3 ist mit Welle 7 verbunden. Mehrere Wälzelemente 4, die durch Käfige 5 gehalten werden, sind zwischen dem äußeren Ring 2 und dem inneren Ring 3 angeordnet. Öffnungen zwischen dem äußeren Ring 2 und dem inneren Ring 3, die zu beiden Seiten des Käfigs 5 angeordnet sind, sind mit Dichtelementen 6 versehen und abgedeckt. E-Schmierfett ist in einem Raum dicht enthalten, der durch die Dichtelemente 6, den äußeren Ring 2 und den inneren Ring 3 umgeben ist. Der innere Ring 3 dreht sich zusammen mit einer Drehung der Welle 7 und Vibrationen/Last, hervorgerufen durch die Drehung, werden auf die Welle 7 mittels des inneren Rings 3 und des Wälzelements 4 auf einen belasteten Bereich bzw. Belastungsbereich des äußeren Rings 7 ausgeübt.
Der äußere Ring 2 und der innere Ring 3 des Wälzlagers 1 sind aus Materialien zubereitet, die in einer anliegenden Tabelle für den nachfolgenden Lebensdauertest gezeigt sind, indem eine Wärmebehandlung angewendet wird, die ebenfalls in der anliegenden Tabelle gezeigt ist. Eine Stahlkugel mit Hochtemperaturauslegung und mit einer Härte HRC 58 oder mehr, hergestellt aus SUJ-2, durchwärmt bei 240°C, wurde für das Wälzelement 4 verwendet. Die Oberflächenhärte betrug HRC 58 oder mehr, und die Menge bzw. der Anteil an restlichem Austenit war 2% oder weniger für sowohl den inneren Ring wie für den äußeren Ring, und das Wälzelement entsprechend dem Beispiel, und die Oberflächenhärte war 0,01 bis 0,04 μm Ra für die inneren und äußeren Ringe, und die Oberflächenhärte des Wälzelements waren 0,03 bis 0,010 μm Ra, sowohl für die Beispiele wie für die Vergleichsbeispiele.
In einem Teil bzw. einem Abschnitt der Wälzlager 1 der Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Wärmeoxidationsbehandlung angewendet, beispielsweise auf den äußeren Ring 2 und den inneren Ring 3, bevor sie zusammengebaut werden, und zwar mit einer Temperatur von 200 bis 400°C für mehrere Minuten in Luft, in geteilter Weise, von ein- bis dreimal. Diese Erwärmung wird als Wiedererhitzungsoxidationsbehandlung bezeichnet. Eine Eisenchromoxid-Schicht (Oxidschicht) von 5 bis 100 nm (Dicke) wurde auf jeder der Laufbahnoberflächen des äußeren Rings und des inneren Rings durch die Wiedererhitzungsoxidationsbehandlung gebildet. Daraufhin wurde Schmierfett dicht in dem zusammengebauten Wälzlager 1 eingeschlossen, um ein Wälzlager bereitzustellen.
Während die Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ als Wasserstofffalle in der Nähe der Oberfläche dienen, hemmt und verhindert diese Oxidschicht das Eindringen von beispielsweise durch Zersetzen von Wasser zustandekommendem Wasserstoff. Wenn die Dicke der Oxidschicht weniger als 5 nm beträgt, ist sie nicht in der Lage, das Eindringen des erzeugten Wasserstoffs vollständig zu verhindern, was zu Abblättern durch Spannungskorrosionsreißen führt. Wenn die Dicke der Oxidschicht 100 nm übersteigt, bildet sie brüchige Oxidschuppen, wodurch die Oberflächenrauhigkeit verschlechtert wird, und wodurch häufig Grübchen auf der Oberfläche als Ausgangspunkte für Schuppenbildung gebildet werden.
Die Wiedererhitzungsoxidationsbehandlung kann sowohl auf den äußeren Ring 2 wie den inneren Ring 3 und das Wälzelement 4 als Bestandteile des Wälzlagers angewendet werden, oder sie kann selektiv auf eines oder zwei dieser Elemente angewendet werden. Wenn die Behandlung auf den äußeren Ring 2 und den inneren Ring 3 als Lagerring angewendet wird, kann sie auf die gesamte Oberfläche oder zumindest ausschließlich auf die Laufbahnoberfläche des Lagerrings angewendet werden.
Nunmehr wird ein "Vergleichstest" erläutert, der für das Wälzlager der Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung und das Wälzlager gemäß den Vergleichsbeispielen durchgeführt wurde.
Vergleichstest 1: Lebensdauertest für eine Drehung mit hoher Drehzahl bei hoher Temperatur
1-1: Testanlage und -verfahren
Eine in 2 gezeigte Testanlage wurde verwendet. Bei der Testanlage handelt es sich um eine Schnellbeschleunigungs/Abbrems-Testanlage, die in der japanischen ungeprüften Patentschrift Nr. 9-89724 offenbart ist, die auf die vorliegen de Anmelderin zurückgeht, wobei die Anlage in der Lage ist, die Drehzahl für eine jeweils vorbestimmte Zeit (beispielsweise nach jeweils 9 Sekunden) zwischen 9000 UpM und 18000 UpM umzuschalten. In der Zeichnung sind dieselben Bezugsziffern wie in dieser Druckschrift verwendet, wobei eine detaillierte Beschreibung des Aufbaus entfällt. Die Schnellbeschleunigungs/Abbrems-Testanlage vermag einen Test durchzuführen, während sie die Lebensdauer bzw. den Lebensdauerverlauf des getesteten Lagers 1 bis zu einem Zustand des aktuellen Betriebs simuliert, das in einem Motorzusatzaggregat oder dergleichen enthalten ist. Während des Drehantriebs wird in der Atmosphäre enthaltenes Wasser in dem Schmierfett absorbiert, das in dem getesteten Lager 1 dicht eingeschlossen ist. Da das getestete Lager 1 in einen Zustand in Übereinstimmung mit dem aktuellen Nutzungszustand eingestellt werden kann, wie vorstehend erläutert, kann in Übereinstimmung mit dieser Schnellbeschleunigungs/Abbrems-Testanlage ein hochgradig zuverlässiger Lebensdauertest durchgeführt werden, während die angelegte Last oder die Drehzahl auf die Werte entsprechend dem aktuellen Nutzungszustand eingestellt werden. Während des Tests ist ein Heizer um das getestete Lager 1 angeordnet, und der Test wurde bei einer konstanten Temperatur von 150°C durchgeführt. Die Lastbedingung in diesem Test wurde als P (angelegte Last)/C (dynamisch bewertete Last) = 0,10 gewählt. Die berechnete Lebensdauer des getesteten Lagers 1 betrug in diesem Fall 1350 Stunden, weshalb der Test-Endzeitpunkt 1500 Stunden beträgt. Die Testanzahl betrug in jedem Fall n = 10.
1-2: Getestetes Lager
Verschiedene Faktoren des Wälzlagers als die für den Lebensdauertest verwendeten Testproben waren diejenigen des JIS-Lagers Nr. 6303. Die Bestandteile, die durch Wärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R) des inneren Rings, des äußeren Rings und Wälzelements des Wälzlagers des als Testprobe verwendeten Wälzlagers sind in Tabelle 1 gezeigt.
TABELLE 1 Chemische Bestandteile (%)
Jedes der Beispiele 1 bis 12 betrifft das Wälzlager gemäß der vorliegenden Erfindung und es enthält: C = 0,65 – 1,25 (empfohlener Wert: 0,65 – 1,10%), Si = 0,7 – 2,5%, Cr = 0,5 – 3,0% (empfohlener Wert: 0,5 – 1,15%), enthaltend zumindest entweder: Mo = 0,5 – 3,0% (empfohlener Wert: 1,1 – 3,0%) und Ti = 0,05 – 0,5%; es wurde eine Durchwärmungsbehandlung bei 400°C oder höher durchgeführt, und die Bedingung war erfüllt, daß die Menge an restlichem Austenit 2% oder weniger beträgt. Für die Beispiele 9 bis 12 wurde die vorstehend angeführte Wiedererhitzungsschichtbehandlung angewendet, um eine Oxidschicht einer Dicke von 5 bis 100 nm auf der Laufbahnoberfläche zu bilden.
Andererseits entspricht das Vergleichsbeispiel 1 dem Beispiel 1 gemäß dem Stand der Technik, demnach sowohl der Gehalt an Si, Mo, Ti, wie die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R), sich unterscheiden von den entsprechenden Werten gemäß der Erfindung. Das Vergleichsbeispiel 2 entspricht außerdem dem Beispiel 3 gemäß dem Stand der Technik, demnach sowohl der Gehalt an No wie Ti, die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R) sich von den entsprechenden Werten der Erfindung unterscheiden. Das Vergleichsbeispiel 3 entspricht ferner dem Beispiel 4 gemäß dem Stand der Technik, demnach sowohl der Gehalt an Si, Mo, Ti, wie die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R) sich von den Werten der vorliegenden Erfindung unterscheiden, wobei zusätzlich eine schwarze Beschichtung, die vorstehend erläutert ist, aufgebracht wurde. Jedes der Vergleichsbeispiele 4 bis 7 unterscheidet sich hinsichtlich des Gehalts an Si, C, Cr und Ti von den jeweiligen Werten der vorliegenden Erfindung. Die Vergleichsbeispiele 8,9 unterscheiden sich von der vorliegenden Erfindung hinsichtlich sowohl des Gehalts an Mo und Ti, wobei außerdem die Dicke der Oxidschicht, die durch Ändern der Bedingungen für die Wiedererhitzungsschichtbehandlung gebildet wur de, unterschiedlich von derjenigen der vorliegenden Erfindung ist.
1-3: Testergebnis
Tabelle 2 zeigt als Testergebnis die Evaluationszeit (Lagerlebensdauer) und das Vorliegen oder Nichtvorliegen von Schuppenbildung (Beschädigung), sowie die Größe der Carbide vom Mo- und Ti-Typ, die Dicke der Oxidschicht, die Oberflächenhärte und die Faktoren für die Bedingungen der Wiedererhitzungsschichtbehandlung auf jeder der Testproben.
TABELLE 2
3 zeigt die Beziehung zwischen der mittleren Korngröße des Carbids vom Ti- oder Mo-Typ und der Evaluationszeit (Lagerlebensdauer) für jede der in Tabelle 2 gezeigten Testproben in Gestalt einzelner Punkte, und 4 zeigt die Beziehung zwischen der Oxidschichtdicke und der Evaluationszeit (Lagerlebensdauer) für jede der in 2 gezeigten Testproben als Punktdarstellung.
Da die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ 95, 150, 205, 80 und 85 nm beträgt, und sie dispersiv bzw. verteilt in jeder der Beispiele 1, 2, 4, 6 und 8 niedergeschlagen sind, tritt selbst dann keine Schuppenbildung auf, wenn die L₁₀-Lebensdauer 1500 Stunden erreicht. Es wird deshalb davon ausgegangen, daß ein Eindringen von Wasserstoffatomen in den Bereich der maximalen Scherspannungsposition unter der Wälzoberfläche durch den Wasserstoffeinfangeffekt der feinen Carbide in der Nähe der Oberfläche des Lagerrings verhindert wurde.
Für jedes der Beispiele 3, 5 beträgt die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ 300 bzw. 275 nm und lag damit in dem Bereich der oberen Grenze für die Faktoren der vorliegenden Erfindung, und Schuppenbildung wurde verursacht an dem äußeren Ring in einem von zehn Testproben, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 1304 Stunden bzw. 1395 Stunden. Die Lagerlebensdauer in jedem Beispiel war ausreichend länger als etwa das 6-fache des Vergleichsbeispiels oder mehr; es wird jedoch angenommen, daß deshalb, weil die Testbedingung bei einer Temperatur von 150°C lag, und weil die Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ relativ groß ist, die Anzahl von niedergeschlagenen Carbiden pro Volumeneinheit verringert war, infolgedessen im Vergleich zu den übrigen Beispielen der Wasserstoffeinfangeffekt etwas verringert war, was dazu führt, die Wasserstoffatome zu verteilen bzw. zerstreuen.
Für das Beispiel 7 betrug die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ 50 nm, entsprechend der unteren Grenze für den Faktor der vorliegenden Erfindung, und Schuppenbildung wurde an dem äußeren Ring für einen von zehn der Testproben verursacht, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 1400 Stunden. Es wird bemerkt, daß die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ kleiner war als diejenige der übrigen Beispiele, und der Wasserstoffeinfangeffekt war etwas verringert, was dazu führt, daß die Wasserstoffatome zerstreut werden, obwohl die Lagerlebensdauer ausreichend länger war als etwa das 6-fache derjenigen im Vergleichsbeispiel oder noch länger.
Obwohl für die Beispiele 9 bis 12 die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ variiert war, wurde eine Schuppenbildung in jedem von ihnen selbst dann nicht hervorgerufen, wenn die L₁₀-Lebensdauer 1500 Stunden erreichte. Es wird davon ausgegangen, daß dies zurückzuführen ist auf den Wasserstoffeindringverhinderungseffekt durch die Oxidschicht einer Dicke von 5-100 nm, wie vorstehend erläutert, zusätzlich zu dem Wasserstoffeinfangeffekt des Carbids vom Mo-Typ oder Ti-Typ.
Da für das Vergleichsbeispiel 1 andererseits eine Hochtemperaturdurchwärmungsbehandlung für SUJ2 bei 280°C angewendet wurde, wurde eine Erhöhung des Vibrationswerts bzw. ein Fressen aufgrund einer Dimensionsänderung auch unter Testbedingungen bei 150°C nicht festgestellt. Da es sich hierbei um ein Lager ohne Niederschlag feiner Carbide bzw. ohne Eisenoxidschicht-Behandlung handelte, konnte Eindringen von Wasserstoff nicht verhindert werden, und da die Lagerhärte HRC 56 niedrig war, war dies nicht hinreichend für die Wälzkontaktermüdung, so daß an dem äußeren Ring für zehn von zehn Proben Schuppenbildung festgestellt wurde, und die L₁₀-Lebensdauer 104 Stunden betrug, was 1/13 oder weniger der berechneten Lebensdauer entspricht. Bei dem Vergleichsbeispiel 2 handelt es sich außerdem um ein Lager ohne Ausscheidungen von feinen Carbiden bzw. ohne Eisenoxidschicht-Behandlung, so daß das Eindringen von Wasserstoff nicht verhindert werden konnte. Da die Lagerhärte außerdem HRC 61 hoch war, wurde, obwohl der Widerstandseffekt gegenüber einer plastischen Verformung, hervorgerufen durch die Wälzkontaktermüdung, erwartet werden kann, Schuppenbildung hervorgerufen auf dem äußeren Ring in zehn von zehn Proben, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 131 Stunden, entsprechend 1/10 der berechneten Lebensdauer oder weniger.
Während für das Vergleichsbeispiel 3 eine Schicht von 2000 nm auf der Oberfläche des Lagerrings durch Aufbringen einer schwarzen Beschichtung gebildet werden konnte, war die Oberflächenrauhigkeit 0,1 μm Ra groß und die Vibrationen waren erhöht, und die Menge an restlichem Austenit γ_R war 6% hoch, so daß bei der Bedingung einer hohen Temperatur von 150°C dieses Tests in 10 von 10 Proben aufgrund des Effekts einer Dimensionsänderung die Vibrationen groß waren, die hervorgerufen war durch eine Zersetzung des Austenits, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 74 Stunden, und der Test wurde nach 1/15 der berechneten Lebensdauer oder noch früher beendet. Wenn die Oberfläche nach dem Test beobachtet wurde, wurde Rißbildung in der schwarzen Beschichtungsschicht festgestellt, und der Effekt, ein Eindringen von Wasserstoff zu verhindern, wie bei der Oxidschicht, konnte nicht festgestellt bzw. erwartet werden.
Während für die Vergleichsbeispiele 4 und 6 feine Carbide 295 und 250 nm groß waren, war die Lagerhärte HRC 55 bzw. 56 niedrig, und die L₁₀-Lebensdauer war länger als 487 bzw. 525 Stunden im Vergleich zu den übrigen Vergleichsbeispielen, jedoch nicht hinreichend im Vergleich zu jedem der Beispiele. Da für das Vergleichsbeispiel 5 die feinen Carbide übermäßig klein, nämlich 10 nm klein waren, konnte kein hinreichender Wasserstoffeinfangeffekt erzielt werden, und weil die Lagerhärte HRC 57 niedrig war, wurde an dem äußeren Ring bei 10 von 10 Proben Schuppenbildung hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 250 Stunden, mithin etwa 1/5 der berechneten Lebensdauer. Da für das Vergleichsbeispiel 7 die Menge bzw. der Gehalt an Ti 0,7% hoch war, wurde feines TiC, das in der Lage ist, Wasserstoff einzufangen, nicht niedergeschlagen; vielmehr wurden große TiN-Einschlüsse einer Größe von 1050 nm auf der Oberfläche gebildet, Schuppenbildung wurde an dem äußeren Ring in 10 von 10 Proben hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 111 Stunden.
Da für das Vergleichsbeispiel 8 die Eisenoxidschicht-Dicke 0,5 nm klein war, war die Schicht der Laufbahnoberfläche nach dem Test vollständig gerissen bzw. mit Rissen überzogen, Schuppenbildung wurde an dem äußeren Ring bei 10 von 10 Proben hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 106 Stunden, entsprechend 1/13 der berechneten Lebensdauer. Obwohl für das Vergleichsbeispiel 9 eine Oxidschicht von 1200 nm auf der Laufbahnoberfläche gebildet wurde, bildete es Schuppen aus, wodurch die Laufbahnoberfläche spröde wurde und eine große Anzahl von Grübchen auf der Oberfläche gebildet wurde. Abschnitte mit Schuppen waren sowohl auf dem inneren Ring wie dem äußeren Ring vorhanden. Schuppenbildung wurde deshalb an den Grübchen-Anfangspunkten hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer war 168 Stunden kurz.
Aus den vorstehend angeführten Ergebnissen kann der Wasserstoffeinfangeffekt durch dispersives Niederschlagen von feinen Carbiden des Mo-Typs oder des Ti-Typs einer Größe von 50 bis 300 nm auf der Wälzoberfläche bei großen Vibrationen/starker Belastung erhalten werden, wodurch es möglich ist, das Eindringen von Wasserstoff in den Bereich der maximalen Scherspannungsposition zu verhindern, in welcher die Wälzkontaktermüdungsspannung am größten ist, wodurch der Effekt einer Verlän gerung der Wälzlebensdauer zu erwarten ist. Durch Bilden einer Schicht vom Eisenchromoxid-Typ (Wiedererhitzungsoxidationsschicht) von 5 bis 100 nm auf der Lageroberfläche ist es außerdem möglich, Abblättern durch Spannungskorrosionsreißen zu verhindern, hervorgerufen durch Eindringen von Wasserstoff, das durch Zersetzen von mehreren Prozent Wassergehalt erzeugt ist, der in einem Schmiermittel enthalten ist.
Als nächstes wird der Ermüdungsrißausbreitungstest erläutert.
Vergleichstest 2: Druck/Spannungs-Test
2-1: Testproben
Als erstes wurde eine in 5 gezeigte Druck/Spannungs(CT)-Testprobe mit chemischen Zusammensetzungen für das Beispiel 13 bis 20 und das Vergleichsbeispiel 10 bis 14 von den in Tabelle 3 gezeigten Beispielen zubereitet. In jedem der Testproben betrug die Oberflächenhärte nach der Wärmebehandlung HRC 55 bis 63, und die Menge an restlichem Austenit (γ_R) betrug 0 bis 6%. Jedes der Beispiele 13 bis 20 betrifft das Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung, das folgendes enthält: C = 0,65 – 1,25% (empfohlener Wert: 0,65 bis 1,10%, Si = 0,7 bis 2,5%, Cr = 0,5 bis 3,0% (empfohlener Wert: 0,5 bis 1,15% und es enthält zumindest: Mo = 0,5 bis 3,0% (empfohlener Wert: 1,1 bis 3,0%); es wurde einer Durchwärmungsbehandlung von 300°C bis 450°C unterworfen, um die Bedingung zu erfüllen, daß die Menge bzw. der Gehalt an restlichem Austenit 1% oder weniger beträgt, bevorzugt 0%. Andererseits unterscheidet sich das Vergleichsbeispiel 10 von der vorliegenden Erfindung im Hinblick sowohl auf den Si- wie den Mo-Gehalt, und es unterscheidet sich von dem empfohlenen Wert für die vorliegende Erfindung im Hinblick auf den Cr-Gehalt, die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R). Das Vergleichsbeispiel 11 unterscheidet sich außerdem von den empfohlenen Werten der vorliegenden Erfindung im Hinblick sowohl auf den Cr- wie den Mo-Gehalt und die Menge an restlichem Austenit (γ_R). Außerdem unterscheidet sich das Vergleichsbeispiel 12 von der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Mo-Gehalt. Jedes der Vergleichsbeispiele 13, 14 unterscheidet sich außerdem von der vorliegenden Erfindung im Hinblick sowohl auf den Si- wie den C-Gehalt. Das Vergleichsbeispiel 13 unterscheidet sich von dem empfohlenen Wert gemäß der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Mo-Gehalt.
TABELLE 3 Chemische Bestandteile (%)
2-2: Testverfahren
Unter Verwendung dieser Testproben der Beispiele und Vergleichsbeispiele wurde ein Test in Übereinstimmung mit ASTM E 647-83 bei einer Testtemperatur von 180°C, einer Testlast bzw. belastung dP=6,6195kN(675kgf) eine Frequenz von 30 bis 1Hz und einem Spannungsverhältnis R=-1 durchgeführt. Bei dem Spannungsverhältnis R handelt es sich um das Spannungsverhältnis zwischen Zug- und Druckspannungen und -1 bedeutet, daß die Amplitude zwischen Druck und Zug gleich ist.
2-3: Testergebnis
Die Ergebnisse des Tests sind in Tabelle 4 gezeigt. Bei ΔK_Ith (MPam^1/2) in der Tabelle handelt es sich um den unteren Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors, und wenn der Wert größer ist, bedeutet dies, daß sich die Rißbildung in der anfänglichen Stufe geringer ausbreitet. Infolge hiervon ist in den Beispielen 13 bis 20 der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith, (MPam^1/2) größer, wenn die mittlere Korngröße des Carbids vom Mo-Typ kleiner ist. Beispielsweise in Beispiel 15 betrug der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith 12,1 (MPam^1/2), wenn die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ 50 nm betrug, und der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors betrug ΔK_Ith 7, 6 (MPam^1/2) betrug, wenn die mittlere Korngröße des Carbids vom Mo-Typ 300 nm betrug, wie in Beispiel 14.
TABELLE 4 Ergebnis des Ermüdungsrißbildungstests
In dem Fall, daß keine Carbide vom Mo-Typ enthalten sind, wie in den Vergleichsbeispielen 10 und 12, war hingegen der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith (MPam^1/2) 5, 8 (MPam^1/2) bzw. 5, 9 (MPam^1/2) klein. Selbst dann, wenn Carbide vom Mo-Typ enthalten sind, betrug der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith (MPam^1/2) etwa 6, 1 ΔK_Ith (MPam^1/2) bzw. 6, 2 ΔK_Ith (MPam^1/2), und es wurde im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen 1, 3 kein spezieller Effekt erzielt, wenn die mittlere Korngröße sich um 475 nm bzw. 510 nm von derjenigen gemäß der vorliegenden Erfindung unterschied, wie in den Vergleichsbeispielen 1, 3. Während die Oberflächenhärte im Vergleichsbeispiel 14 HRC 54 niedrig war, zeigt der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith (MPam^1/2) einen großen Wert von 8, 2 (MPam^1/2), da die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ mit 250 nm relativ klein war. Aus Vorstehendem geht hervor, daß der untere Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors ΔK_Ith(MPam^1/2) verbessert werden kann, um eine Ausbreitung der anfänglichen feinen Rißbildung zu verringern, wenn die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ auf eine Größe zwischen 50 bis 300 nm gesteuert werden kann.
Im folgenden wird ein Lagerlebensdauer-Test erläutert, der sich von dem vorausgehend angeführten unterscheidet.
Vergleichstest 3: Lebensdauertest für eine Drehung bei hoher Drehzahl bei hoher Temperatur
3-1: Testanlage
Ein Wechselstromgenerator bzw. eine Lichtmaschine für Fahrzeuge, der bzw. die in 6 gezeigt ist, wurde als Testanlage verwendet. Ein Vorderseitenlager 31 zum Tragen einer Welle 30 des Wechselstromgenerators wird evaluiert. Dies ist deshalb der Fall, weil die Lagerlast auf das Vorderseitenlager 31 viermal höher ist als die Last auf das Rückseitenlager 32, oder sogar noch höher. Bei diesem Wechselstromgenerator sind ein Lagerkörper 33 zum Halten des Vorderseitenlagers 31 in Gestalt eines einreihigen Lagers und ein Gehäuse 36 zum Halten eines Stators 34 sowie ein Gleichrichter 35 integral durch Aluminiumgießen gebildet, und Lüftungslöcher sind an der äußeren Peripherie des Lagerkörpers 33 zum Kühlen von wärmeerzeugenden Bauteilen, wie etwa ein Stator 34, ein Rotor 37 bzw. ein Drehelement 38 gebildet, und der Lagerkörper 33 ist mittels mehrerer Speichen an dem Gehäuse 36 befestigt. Der äußere Ring des Vorderseitenlagers 31 ist an dem Lagerkörper befestigt und der innere Ring wird durch eine Riemenscheibe 39 angetrieben, die mittels einer Welle 30 fest angebracht ist. Eine an den um die Riemenscheibe 39 geführten Riemen angelegte Spannung bildet eine radiale Last, die an den äußeren Ring mittels mehrerer Wälzelemente übertragen wird, die in einem Lastbereich zu liegen kommen, an den die Last angelegt wird.
3-2: Testlager
Faktoren für das Wälzlager als Testprobe, die in dem Lebensdauertest verwendet wird, waren diejenigen des JIS-Lagers Nr. 6303, das mit Schmierfett abgedichtet ist. Außerdem wurden SUJ2-Stahlkugeln als Wälzelemente des Wälzlagers als Testprobe verwendet. Für die Bestandteile der inneren und äußeren Ringe wurden die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R), Beispiel 21 bis Beispiel 24 und Vergleichsbeispiel 15 bis Vergleichsbeispiel 18 in Tabelle 1 zu Beispiel 13 bis Beispiel 20 und Vergleichsbeispiel 10 bis Vergleichsbeispiel 14 in der Tabelle hinzugefügt. Jedes der Beispiele 21 bis 24 betrifft das Wälzlager in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung, das folgendes enthält: C = 0,65 bis 1,25 (emp fohlener Wert: 0,65 bis 1,10%, Si = 0,7 bis 2,5%, Cr = 0,5 bis 3,0% (empfohlener Wert: 0,5 bis 1,15% und außerdem zumindest: Mo = 0,5 bis 3,0% (empfohlener Wert: 1,1 bis 3,0%); es wurde einer Durchwärmungsbehandlung bei 300°C bis 450°C unterzogen, um die Bedingung zu erfüllen, daß die Menge an restlichem Austenit 1% oder weniger beträgt. Andererseits unterscheidet sich das Vergleichsbeispiel 15 von der vorliegenden Erfindung im Hinblick sowohl auf den C- wie den Cr-Gehalt. Das Vergleichsbeispiel 16 unterscheidet sich außerdem von dem empfohlenen Wert der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Mo-Gehalt. Das Vergleichsbeispiel 17 unterscheidet sich außerdem von der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Mo-Gehalt und von dem empfohlenen Wert gemäß der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Cr-Gehalt, die Durchwärmungstemperatur und die Menge an restlichem Austenit (γ_R). Das Vergleichsbeispiel 18 unterscheidet sich außerdem von der vorliegenden Erfindung im Hinblick auf den Mo-Gehalt. Für die Beispiele 21 bis 24 und die Vergleichsbeispiele 17 und 18 wurden die inneren Ringe und äußeren Ringe in Luft für mehrere Minuten auf 150 bis 350°C erhitzt, und zwar ein- bis dreimal in geteilter Weise, um Eisenoxidschichten auf der Laufbahnoberfläche zu bilden. Für die Vergleichsbeispiele 17 und 18 wurde die Bedingung für die Wiedererhitzungsschichtbehandlung geändert, um die Dicke der Oxidschicht unterschiedlich auszubilden von derjenigen gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Oberflächenhärte betrug HRC 55 bis 63 und die Menge an restlichem Austenit γ_R betrug 0 bis 6% für die inneren und äußeren Ringe und die Wälzelemente, und die Oberflächenrauhigkeit betrug 0,01 bis 0,04 μm Ra für die inneren Ringe und die äußeren Ringe, und die Oberflächenrauhigkeit für das Wälzelement betrug 0,003 bis 0,010 μm Ra.
3-3: Testverfahren
Ein Motorhaltbarkeitstest, der in SAE Technical Paper: SAE 950944 offenbart ist, wurde durchgeführt. Ein Motorschnellbeschleunigungs/Abbrems-Test zum Umschalten bzw. Ändern der Drehzahl auf 2000 UpM und 14000 UpM für jede vorbestimmte Zeit bzw. jeden vorbestimmten Zeitpunkt wurde verwendet. Während des Tests wurde ein Heizer um das getestete Lager angeordnet und der Test wurde bei einer konstanten Temperatur von 180°C durchgeführt. Die Lastbedingungen für diesen Test waren gewählt als P (angelegte Last)/C (dynamisch bewertete Last) = 0,14. Die berechneten Lebensdauer des getesteten Lagers in diesem Fall beträgt 760 Stunden, wodurch die Testbeendigungszeit mit 1000 Stunden gewählt war. Die Anzahl von Testproben betrug n = 10 für jeden Fall. Für die Beurteilung des Vorliegens oder Nichtvorliegens einer Schuppenbildung wurde der Test zu dem Zeitpunkt unterbrochen, wenn die Vibrationen das fünffache der anfänglichen Vibration erreichten, und das Vorliegen von Schuppenbildung war bestätigt.
3-4: Testergebnis
Tabelle 5 zeigt als Testergebnis die Evaluationszeit (Lagerlebensdauer), das Vorliegen oder Nichtvorliegen von Schuppenbildung (Beschädigung) im Hinblick auf jede Probe sowie die Größe der Carbide vom Mo-Typ, die Schichtdicke, die Oberflächenhärte und Faktoren für die Wiedererhitzungsschichtbehandlung im Hinblick auf jede Probe.
TABETTE 5 Ergebnis des Motortests
7 zeigt die Beziehung zwischen der mittleren Korngröße der Carbide vom Mo-Typ und der Evaluationszeit (Lagerlebensdauer) von jeder der in Tabelle 5 gezeigten Proben.
Da in den Beispielen 13 bis 20 die Carbide vom Mo-Typ mit einer mittleren Korngröße von 50 bis 300 nm dispersiv bzw. verteilt niedergeschlagen wurden, wurde Schuppenbildung selbst dann nicht hervorgerufen, wenn die L₁₀-Lebensdauer 1000 Stunden erreichte. Dies ist deshalb der Fall, weil die Oberflächenhärte HRC 56 hoch oder höher war, weil der Si-Gehalt, der eine große Auswirkung auf die Verzögerung der Gewebeänderung besitzt, 0,7% hoch oder höher war, und weil das Auftreten und Ausbreiten feiner Risse in der Nähe der maximalen Scherspannungsbildungsposition unter der Wälzoberfläche durch die feinen Carbide vom Mo-Typ unterbunden wurden.
In jedem der Beispiele 21 bis 24 wurde eine Schuppenbildung selbst dann nicht hervorgerufen, wenn die L₁₀-Lebensdauer 1500 Stunden erreichte, und zwar aufgrund des Wasserstoffeindringungsunterbindungseffekts durch die Oxidschicht einer Dicke von 5 bis 100 nm, zusätzlich zu dem Effekt der feinen Carbide vom Mo-Typ unter der Wälzoberfläche.
Da andererseits im Vergleichsbeispiel 10 eine hohe Temperaturdurchwärmungsbehandlung bei 250°C für bzw. nach SUJ2 durchgeführt wurde, war die Oberflächenhärte HRC 58 hoch und weder eine Erhöhung des Vibrationswerts noch Fressen aufgrund der Dimensionsänderung wurde unter der Testbedingung bei 180°C erkannt. Da Mo nicht hinzugesetzt war, wurden keine feinen Carbide abgeschieden bzw. niedergeschlagen, und dies bildete keinen Beitrag für die Wälzkontaktermüdung, so daß Schuppenbildung an dem äußeren Ring bei 10 von 10 Proben hervorgerufen wurde und die L₁₀-Lebensdauer 126 Stunden betrug, was 1/6 der berechneten Lebensdauer oder weniger ist. Da im Vergleichsbeispiel 12 Si zugesetzt war, war die Oberflächenhärte ebenfalls HRC 59 hoch, und zwar selbst bei einer Durchführung eines Hochtemperaturdurchwärmens bei 300°C. Da keine feinen Carbide vom Mo-Typ niedergeschlagen wurden, wurde Schuppenbildung am äußeren Ring bei 10 von 10 Proben hervorgerufen, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 131 Stunden, was 1/6 oder weniger als die berechnete Lebensdauer ist.
In den Vergleichsbeispielen 11 und 13 wurde Mo mit 1,0% bzw. 1,9% zugesetzt. Da jedoch die mittlere Korngröße der Carbide vom Mo-Typ in jedem Fall mit 475 nm bzw. 510 nm übermäßig groß war, wurde eine Schuppenbildung im Oberflächenanfangspunkt an dem äußeren Ring in 10 von 10 Proben hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 234 bzw. 212 Stunden, was 1/3 der berechneten Lebensdauer oder mehr ist.
Obwohl die Carbide vom Mo-Typ unter Zusetzen von Mo 250 nm bzw. 200 nm in dem Vergleichsbeispiel 14 fein waren, war deshalb, weil die Menge an C 0,51% im Vergleichsbeispiel 14 niedrig war, die Oberflächenhärte HRC 54 niedrig und die Ermüdungsfestigkeit reichte nicht aus, so daß die L₁₀-Lebensdauer 71 Stunden betrug, was 1/10 der berechneten Lebensdauer oder weniger ist. Da im Vergleichsbeispiel 15 die Menge an C 38% hoch war, wurden auf der Oberfläche des Lagerrings Makrocarbide gebildet und eine oberflächenausgelöste Schuppenbildung wurde an dem äußeren Ring bei 10 von 10 Proben hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 105 Stunden, was 1/7 der berechneten Lebensdauer oder weniger ist.
Da im Vergleichsbeispiel 16 die zugesetzte Mo-Menge 0,6% niedrig war, wurden Makrocarbide vom Mo-Typ mit einer mittleren Korngröße von 950 nm partiell niedergeschlagen, es wurde kein Dispersionseffekt erhalten und es wurde keine Auswirkung auf, die Rißbildungsausbreitungseigenschaft beobachtet, und Schuppenbildung wurde an dem äußeren Ring in 10 von 10 Proben hervorgerufen, und die L₁₀-Lebensdauer betrug 139 Stunden, was 1/5 der berechneten Lebensdauer oder weniger ist.
Da im Vergleichsbeispiel 17 die Dicke der Eisenoxidschicht 0,5 nm klein war, war die Schicht auf der Laufbahnoberfläche nach dem Ende des Tests vollständig mit Rissen übersät und Schuppenbildung war am äußeren Ring in 10 von 10 Proben hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer betrug 118 Stunden, was 1/7 der berechneten Lebensdauer entspricht. Obwohl im Vergleichsbeispiel 18 eine Oxidschicht von 1200 nm auf der Laufbahnoberfläche gebildet war, bildete sie Schuppen unter Versprödung der Laufbahnoberfläche, und eine größere Anzahl von Grübchen wurde auf der Oberfläche gebildet. Die Schuppenabschnitte waren sowohl auf dem inneren Ring wie dem äußeren Ring vorhanden. Schuppenbildung wurde ausgehend von den Grübchenanfangspunkten hervorgerufen und die L₁₀-Lebensdauer war 125 Stunden kurz.
Aus Vorstehendem geht hervor, daß es möglich ist, durch dispersives Niederschlagen von feinen Carbiden vom Mo-Typ einer Größe von 50 bis 300 nm auf der Wälzoberfläche, die Ausbreitung feiner Risse mit dem Effekt zu verringern, die Wälzlebensdauer unter starken Vibrationen und hoher Belastung zu verlängern. Außerdem ist möglich, durch Anordnen der Schicht vom Eisenchromoxid-Typ (Wiedererhitzungsoxidationsschicht) einer Dicke von 5 bis 100 nm auf der Oberfläche des Lagers, Abblättern durch Spannungskorrosion zu verringern, hervorgerufen durch Eindringen von Wasserstoff, das durch die Zersetzung von mehreren Prozent Wasser erzeugt ist, das in dem Schmiermittel enthalten ist.
Das Lagermaterial wurde bei diesem Test nach Wärmebehandlung und Schleifen spontan getrocknet; es ist jedoch tatsächlich er wünscht, daß Öle und Fette, die auf der Oberfläche der Metalle nach dem Schleifen abgeschieden sind, entfettet bzw. entfernt werden (beispielsweise durch Entfettungslösungsmittel oder alkalische Entfettungsmittel), woraufhin sie in Luft geheizt wurden, um eine Oxidschicht vom Eisenoxid-Typ zu bilden. Die Oxidschichtbehandlung kann auch nach Zusammenbau des inneren Rings, des äußeren Rings und des Wälzelements in ein Lager durchgeführt werden. Es ist außerdem erwünscht, daß die Oxidschicht ausschließlich auf der Laufbahnoberfläche durch Hochfrequenzheizbehandlung gebildet wird.
Während bei den vorstehend angeführten Ausführungsformen Aussagen nur unter der Bedingung einer Drehung hoher Drehzahl erfolgt sind, kann die Lebensdauer auch unter Verwendung des Wälzlagers gemäß der vorliegenden Erfindung in dem Fall verlängert werden, beispielsweise in einem Niedrig-A-Bereich, in welchem ein Gleitverhältnis bzw. Durchrutschverhältnis wie bei der Grenz(flächen)schmierung zunimmt, oder in dem Fall, daß die Schuppenbildung des Wälzelements zunimmt, wie unter der Bedingung einer starken Vibration.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Wie aus den vorstehenden Erläuterungen hervorgeht, ist es in Übereinstimmung mit dem erfindungsgemäßen Wälzlager möglich, einen Wasserstoffeinfangeffekt zu erzielen, indem Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ auf der Oberfläche des Lagerrings eines Wälzlagers dispersiv niedergeschlagen werden, das unter einer Hochtemperaturbedingung eingesetzt wird, wodurch es möglich ist, zu verhindern, daß Wasserstoff in den Bereich der maximalen Scherspannungsposition eindringt, wo die Wälzkontaktermüdungsspannung am größten ist, und wodurch es außerdem möglich ist, das Auftreten und Ausbreiten feiner anfänglicher Risse dadurch zu verringern und zu verhindern, daß Carbide vom Mo-Typ fein dispersiv niedergeschlagen werden, wodurch die Wälzlebensdauer bei hoher Temperatur, bei starken Vibrationen und unter starker Belastung deutlich verlängert wird.
Die vorliegende Erfindung ist gemacht worden, um ein Wälzlager zu schaffen, das unter Hochtemperaturbedingung von 150°C oder höher, bevorzugt 180°C oder höher, wie etwa in Motorzusatzaggregaten eingesetzt werden kann, indem Carbide vom Mo-Typ oder Ti-Typ einer Größe von 50 bis 300 nm auf der Oberfläche eines Lagerrings fein dispersiv niedergeschlagen werden, um einen Wasserstoffeinfangeffekt zu erzielen, um dadurch zu verhindern, daß Wasserstoff in den Bereich einer maximalen Scherspannungsposition eindringt, in welcher die Wälzkontaktermüdung am größten ist, wodurch der Effekt einer Verlängerung der Wälzlebensdauer unter hoher Temperatur, großen Vibrationen und starker Belastung verstärkt wird, bzw. um einen unteren Grenzamplitudenwert des Spannungsintensitätsfaktors durch einen Pinning-Effekt von Carbiden des Mo-Typs einer Größe von 50 bis 300 nm zu verbessern, wie vorstehend erläutert, wodurch die Ausbreitung feiner Anfangsrisse verhindert wird.

Claims

Wälzlager mit mehreren Wälzkörpern, die zwischen einem stationären und einem drehbaren Lagerring angeordnet sind, wobei zumindest einer der Lagerringe aus Stahl mit – jeweils in Gewichtsanteilen angegeben – 0,65 bis 1,25% C, 0,7 bis 2,5% Si, 0,5 bis 3,0% Cr, Fe als Rest sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei außerdem zumindest eines der Elemente Mo zu 0,5 bis 3,0% und Ti zu 0,05 bis 0,5% sowie feindispers ausgeschiedene Karbide des Mo-Typs oder des Ti-Typs mit einer mittleren Partikelgröße von 50 bis 300 nm darin enthalten sind, und zusätzlich eine 5 bis 100 nm dicke Oxidschicht auf dem zumindest einen Lagerring gebildet ist.
Wälzlager nach Anspruch 1, wobei der C-Gehalt festgelegt ist als 0,65 – 1,10%, der Cr-Gehalt festgelegt ist als 0,5 – 1,15% und der Mo-Gehalt festgelegt ist als 1, 1 – 3,0% in zumindest einem der Lagerringe.
Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei die Menge an Restaustenit in zumindest einem der Wälzlager bzw. Lagerringe 3% oder weniger beträgt.
Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei die Menge an Restaustenit in zumindest einem der Wälzlager bzw. Lagerringe 1% oder weniger beträgt.
Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei die Menge an Restaustenit in zumindest einem der Wälzlager bzw. Lagerringe 0% beträgt.
Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der untere Grenzwert des Spannungsintentitätsfaktors von 7,6 bis 12,1 MPam^1/2 beträgt.
Wälzlager nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei es sich bei dem Wälzlager bzw. dem Lagerring um einen stationären Ring handelt.
Verwendung des Wälzlagers nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für eine Fahrzeuglichtmaschine.