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"WälzlagerstaBl" Die Erfindung bezieht sich auf einen Wälzlagerstahl
mit hoher Wechselfestigkeit beispielsweise für Lager und Zahnräder und auf ein Verfahren
zu seiner Herstellung.
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Zur Verbesserung der Dauerschwingfestigkeit bei rollender Beanspruchung
sind bereits die verschiedensten Verfahren vorgeschlagen worden. So ist es bekannt,
Stähle im Vakuum zu entgasen und umzuschmelzen, einer besonderen Wärmebehandlung
wie beispielsweise einem Martensitrecken oder einem Austenitformen sowie einer Faserorientierung
im Wege der Verformung zu unterwerfen0 Die herkömmlichen Verfahren bringen jedoch
nur eine begrenzte Erhöhung der Dauerfestigkeit mit sich und sind mit erhöhten Herstellungskosten,
einer geringen Produktivität sowie einer Qualitätsbegrenzung verbunden.
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Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, die Dauerschwingfestigkeit
insbesondere bei rollender Beanspruchung zu verbessern. Die Lösung dieser Aufgabe
basiert sowohl auf der Zusammensetzung des Stahls als auch auf einer speziellen
Behandlung und ist anwendbar sowohl auf im Durchlaufofen gehärteten als auch auf
einsatzgehärteten Stahl. Im einzelnen besteht die Erfindung vor allem darin, daß
das Gefüge der in besonderem Maße einer Dauerschwingbeanspruchung
unterliegenden
Oberflächenzone feindispers verteilten Quasikarbid in einem martensitischen Grundgeftlge
enthält.
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Das erfindungsgemäße quasikarbidische Gefüge wird nachfolgend anhand
der Zeichnungen des näheren erläutert. In den Zeichnungen zeigen: Fig. 1 in schematischer
Darstellung das Gefüge und die chemische Zusammensetzung des Quasikarbids, Fig.
2 mit einer Röntgensonde ermittelte Konzentrationsprofile für den Kohlenstoff und
das Chrom des Zementits zusammen mit entsprechenden elektronenmikroskopischen Aufnahmen,
Fig. 3 mit einer Röntgensonde ermittelte Konzentrationsprofile des Kohlenstoffs
und Chroms im Quasikarbid'zusammen mit entsprechenden elektronenmikroskopischen
Aufnahmen, Fig. 4 eine elektronenmikroskopische Aufnahme eines Wälzlagerstahls im
geglühten Zustand, Fig. 5 eine elektronenmikroskopische Aufnahme des Abschrekkungsgefüges
eines Wälzlagerstahls (JIS G 4805 SUJ 2), Fig, 6 eine elektronenmikroskopische Aufnahme
des Quasikarbids eines Wälziagerstahis (JIS G 4805 SUJ 2) nach einem raschen Erhitzen
und Abschrecken, Fig. 7 eine elektronenmikroskopische Aufnahme des quasikarbidischen
Gefüges eines Chrom-Molybdän-Stahls nach einem Schnell erwärmen und Abschrecken,
Fig. 8 und 9 elektronenmikroskopische Aufnahmen des quasikarbidischen Gefüges des
Wälzlagerstahis SUJ 3 und SUJ 2 (JIS G 4805),
Fig.10 charakteristische
Röntgenaufnahmen des Zementits mittels einer Röntgensonde, Fig.11 typische Röntgenaufnahmen
eines mittels einer Röntgensonde aufgenommenen quasikarbidischen Gefüges, Fig.12
die Abhängigkeit der maximalen Glühtemperatur vom Kohlenstoff- und Chromgehalt des
Quasikarbids, Fig.13 in schematischer Darstellung den Zementitzerfall beim Schnellerwärmen,
Fig.14 die Auflösung des Zementits im Austenit bei einem üblichen Glühen, Fig.15
die Auflösungsgeschwindigkeit des Zementits im Austenit bei einem üblichen Glühen
und Schnellglühen, Fig.16 Temperatur-Zeit-Kurve beim Schnellglühen, Fig.17 die Abhängigkeit
der maximalen Glühtemperatur von der Dauerschwingfestigkeit des Wälzlagerstahls
(JIS G 4805 SUJ 2) nach einem Schnellglühen und Abschrecken, Fig.18 den Zusammenhang
zwischen maximaler Glühtemperatur und Dauerschwingfestigkeit des Wälzlagerstahls
JIS G 4805 SUJ 2 nach einem Abschrecken im Anschluß an ein HF-Schnellglühen, Fig.19
die Abhängigkeit der maximalen Glühtemperatur und der Dauerschwingfestigkeit eines
aufgekohlten Chrom-Molybdän-Stahls nach einem Abschrecken im Anschluß an ein HF-Schnellgluhen,
Fig 20 die Verteilungskurve des Kohlenstoffgehaltes der Aufkohlungszone des Chrom-Molybdän-Stahls,
Fig.21 der Zusammenhang zwischen maximaler Glühtemperatur
und Dauerschwingfestigkeit
eines aufgekohlten Nickel-Chrom-Molybdän-Stahls im abgeschreckten Zustand nach einem
HF-Schnellglühen, Fig. 22 den Zusammenhang zwischen der mittleren Brwärmungsgeschwindigkeit
ab Raumtemperatur und der Dauerschwingfestigkeit, Fig,23 den Zusammenhang zwischen
der Vorglühtemperatur beim Abschrecken nach einem Schnellerwärmen und der Dauerschwingfestigkeit
sowie der Menge des Quasikarbids, Fig.24 den Zusammenhang zwischen maximaler Glühtemperatur
und Dauerschwingfestigkeit eines karbonitrierten Chrom-Molybdän-Stahls im abgeschreckten
Zustand nach einem HF-Schnellglühen, Fig.25 Konzentrationskurven für Kohlenstoff
und Stickstoff über die Eindringtiefe eines karbonitrierten Chrom-Molybdäm-Stahls
und Fig,26 den Zusammenhang zwischen dem Wälzspalt und dem Verschleim bei Verschleißversuchen
an dem Wälzlagerstahl JIS 4805 SUJ 2 im nach herkömmlichen Verfahren abgeschreckten
Zustand sowie im abgeschreckten Zustand nach einem HF-Glühen.
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Bei dem erfindungsgemäßen Gefüge ist ein Quasikarbid in feiner Verteilung
in ein martensitisches Grundgefüge eingebettet, wobei der Volumenanteil des Quasikarbids
15 bis 80% und die Korngröße des Quasikarbids, bezogen auf ein sphärisches Korn,
etwa 0,2 bis 10 µm beträgt.
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Der erfindungsgemäße Quasikarbid bildet sich nicht bei einem langsamen
Lösen des körnigen Zementits im Austenit oberhalb A1, sondern bei einer plötzlichen
Umwandlung des körnigen Zementits in eine neue Phase, die zwar ähnlich,
gleichwohl
aber verschieden von dem Zementit ist.
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Der Quasikarbid besitzt im wesentlichen eine sphärolithische Gestalt
und besteht aus einem Kern sowie einer Umhüllung. Wie der Verlauf der Kurve 2 in
Fig. 1 und die Röntgen-Mikroanalyse des Kohlenstoff- und des Chromgehaltes gemäß
Fig. 3 beweisen, besitzt der Quasikarbid einen geringeren Kohlenstoff- und Chromgehalt
als die mit der Rontgen-Mikrosonde ermittelten Gehalte dieser Elemente im Zementit
gemäß Fig. 1 und 2. Außerdem steigt der Kohlenstoffgehalt zum Kern hin an und fällt
in Richtung auf die Umhüllung im Gegensatz zu einer konstanten Zusammensetzung des
Zementits. Aufgrund von Messungen mit der Röntgen-Mikrosonde liegt der Kohlenstoffgehalt
im Kern, der weder als Zementit noch als Restaustenit nach einem üblichen Abschrecken
zu bezeichnen ist, um etwa 2 bis 5 höher. Insofern handelt es sich bei dem Quasikarbid
um einen bislang nicht bekannten Gefügebestandteil.
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Die Umhüllung des Quasikarbids besteht dagegen aus Restaustenit, dessen
Gehalt an gelöstem Kohlenstoff jedoch kontinuierlich in Richtung auf das Grundgefüge
abnimmt.
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Auch die Elemente Chrom, Mangan und Molybdän, die eine hohe Affinität
zum Kohlenstoff besitzen, befinden sich in einer speziellen Verteilung, jedoch bei
weitem nicht in dem Maße wie der Kohlenstoff, obgleich sie prinzipiell dieselbe
Verteilung besitzen.
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Der Kohlenstoffgehalt an der Grenze zwischen dem Kern und der Umhüllung
dürfte etwa 1,7% in Anbetracht der Tatsache betragen, daß die Umhüllung aus Restaustenit
besteht und die Löslichkeit des Kohlenstoffs im Austenit etwa 1,7% beträgt.
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Die vorerwähnten Unterschiede in der Zusammensetzung des Zementits
und des Quasikarbids ergeben sich auch bei der elektronenmikroskopischen Untersuchung,
wie ein Vergleich der Fig. 4 und 5 für den Zementit und der Fig. 6 bis 9 für den
Quasikarbid beweisen.
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Die Fig, 4 und 5 zeigen, daß der Zementit körnig ausgebildet ist und
eine deutliche Korngrenze gegenüber dem martensitischen Grundgefüge besitzt. Dagegen
besitzt der Quasikarbid nach den Fig. 6 bis 9 eine verwaschene Korngrenze gegenüber
dem martensitischen Grundgefüge, obgleich dies im Einzelfall in Abhängigkeit von
den Glühbedingungen und der Stahl zusammensetzung variiert.
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Die Korngrenze des Quasikarbids der Fig, 6 und 8 gegenüber dem Grundgefüge
ist verwaschen; außerdem zeigen sich lineare Ätzfiguren bzw. -linien in dem aus
großen Zementitkörnern entstandenen Quasikarbid. Mithin besteht ein Charakteristikum
des erfindungsgemäßen Quasikarbids darin, daß dieser zahlreiche Ätzlinien besitzt,
wenn er auf ein großes Zementitkorn zurückgeht. Fig. 7 gibt das Gefüge eines einsatzgehärteten
aufgekohlten und geglühten Stahls wieder, dessen Gefüge anschließend in Quasikarbid
umgewandelt worden ist. Dabei entspricht der mittlere Teil mit verhältnismäßig deutlicher
Korngrenze ähnlich einem Zementitkorn dem obenerwähnten Kern des Quasikarbids. In
diesem Falle besitzt der Kern eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit, da die
Konzentration des Chroms und des Molybdäns im Kern hoch ist und der Unterschied
zwischen der Diffusionszone des Kohlenstoffs und der Diffusionszone des Chroms und
des Molybdäns merklich ist.
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Die Fig, 9 zeigt einen typischen Quasikarbid des bei 1080°C und eine
durchschnittlichen Erwärmungsgeschwindigkeit von 4000C/sec, geglühten Stahls SUJ
2 (JIS G 4805) ähnlich dem
Stahl AISI 52100.
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Die Fig. IOa und 10b sowie 11a und lib geben Röntgenaufnahmen des
vorerwähnten Quasikarbids wieder. Dabei handelt es sich im Falle der Fig. 10 um
die typische Aufnahme eines primären Zementits des Stahls C3 gemäß Tabelle I mit
einer Röntgensonde im aufgekohlten und abgeschreckten Zustand, wobei Fig. IOa das
CrKα--Bild und Fig. 10b das CKi --Bild wiedergibt. Beim Übereinanderlegen
der Bilder gemäß Fig.10a und lOb fallen die an Chrom- und Kohlenstoff angereicherten
Zonen zusammen, ein Beweis für den hohen Chrom- und Kohlenstoffgehalt des Zementits.
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Fig. 11 gibt eine typische Röntgenaufnahme eines aus dem Zementit
der Fig. io (C3 - Q3 gemäß Tabelle II) entstandenen quasikarbidischen Gefüges wieder.
Beim Übereinanderlegen des CrK α--Röntgenbildes der Fig. 11a und des CKcC-Bildes
der Fig. lib zeigt sich, daß der Quasikarbid einen hohen Chromgehalt besitzt, während
der Kohlenstoffgehalt merklich verringert ist.
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Weiterhin ist es für den erfindungsgemäßen Quasikarbid charakteristisch,
daß er je nach den Glühbedingungen eine unterschiedliche Beschaffenheit besitzt.
So fällt der Kohlenstoffgehalt (Maximalgehalt) des Kerns gemäß Fig. 12 mit steigender
Glühtemperatur ab; dies jedoch in weit geringerem Maße als beispielsweise der Chromgehalt.
Daraus ergibt sich, daß die Diffusionsgeschwindigkeit des Chroms wesentlich geringer
ist als die Diffusionsgeschwindigkeit des-Kohlenstoffs. Zusammen mit der vorerwähnten
Änderung der Beschaffenheit des Quasikarbids ändert sich mit steigender Glühtemperatur
auch das elektronenmikroskopische Gefüge von dem Karbidtyp gemäß 3 zu dem Karbidtyp
gemäß 7 der Fig. 13. in diesem Falle wirkt sich die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit
in der Weise aus, daß sich der Quasikarbid
mit steigender Erwärmungsgeschwindigkeit
zur Hochtemperaturseite hin verändert. Das Gefüge der Fig. 7 entspricht dem Karbidtyp
3 der Fig. 13, das Gefüge der Fig. 6 dem Karbidtyp 4 der Fig. 13, das Gefüge der
Fig. 8 den Karbidtypen 4 und 5 der Fig, 13 und das Gefüge der Fig. 9 dem Karbidtyp
5 der Fig. 13.
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Der Zementit ist in ein und demselben Stahl sehr verschieden und besitzt
keineswegs dieselbe Beschaffenheit, so daß auch Quasikarbid existieren kann. So
wurden beispielsweise Gefüge festgestellt, die im wesentlichen aus den Quasikarbid-Typen
3 und 4 sowie geringen Mengen der Karbidtypen 2 und 6 bestehen.
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Der Quasikarbid bildet sich beispielsweise im Falle eines Stahls mit
einem übereutektoiden Kohlenstoffgehalt, wenn die Glühtemperatur über dem Umwandlungspunkt
Ac1 liegt und das Grundgefüge in Austenit umgewandelt sowie mit steigender Temperatur
der Zementit im Austenit gelöst wird. Bei niedriger Erwärmungsgeschwindigkeit wird
das Zementitkorn in Richtung auf einen Gleichgewichtszustand unter Beibehaltung
der Zusammensetzung kleiner, entsprechend (a)(b)-(c) der Fig. 14. Bei einem plötzlichen
Temperaturanstieg wird jedoch die freie Energie des Zementits so groß, daß es nicht
mehr möglich ist, diese im Wege einer Gleichgewichtsdiffusion gemäß Fig. 14 abzubauen,
so daß die Zementitphase augenblicklich verschwindet, wenn die Konzentration des
Kohlenstoffs nicht mehr der Zementitphase entspricht, sondern nur eine unregelmäßige
Konzentrationsverteilung in einer Phase besteht, wie sich das aus Fig. 1 ergibt.
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Hinsichtlich der Änderung des Zementitanteils im Gefüge ergeben sich
zwei verschiedene Wirkungsweisen in Abhängigkeit von der Abweichung der tatsächlichen
Erwärmungsgeschwindigkeit
von einer bestimmten Erwärmungsgeschwindigkeit
(dT/dt)co Die Kurve (1) des Diagramms der Fig. 15 entspricht einem üblichen Austenitisieren,
während die Kurve (2) einem Schnellaustenitisieren mit hoher Erwärmungsgeschwindigkeit
entspricht. Dabei gibt T' die Temperatur der Bildung des Quasikarbids wieder, die
höher liegt als Acm in einem übereutektoiden Stahl und über A3 in einem untereutektoiden
Stahl0 Bildlich gesprochen zerfällt der Zementit im Falle eines Schnellaustenitisierens
schlagartig bei einer bestimmten Temperatur, wobei sich als Zerfallsprodukt Quasikarbid
bildet. Der schlagartige Zerfall dürfte die Ursache für die Kohlenstoffverteilung
gemäß Fig. 1 sein, die sehr verschieden von der Kohlenstoffverteilung gemäß Fig.
14 ist. Inwieweit sich ein quasikarbidisches Gefüge hinsichtlich der Verbesserung
der Dauerschwingfestigkeit auswirkt, ergibt sich aus folgendem.
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Keine wesentliche Verbesserung der Dauerschwingfestigkeit ergibt sich,
wenn der Volumenanteil eines im Wege eines Schnellaustenitisierens erzeugten Quasikarbids
weniger als 15% beträgt, während bei einem Volumenanteil des Quasikarbids von über
80% der Anteil an Restaustenit zu gering ist, so daß sich keine für einen Wälzlagerstahlsausreichende
Härte ergibt. Aus diesem Grunde muß der Volumenanteil des Quasikarbids auf 15 bis
80% beschränkt bleiben und beträgt vorzugsweise.20 bis 50% je nach Zusammensetzung
des Stahls, Erwärmungsgeschwindigkeit und Glühtemperatur.
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Obgleich ein sehr feines Quasikarbid-Korn sehr wirksam im Hinblick
auf die Werkstoffeigenschaften sein-kann, stellt die Korngröße des ausgeschiedenen
Karbids beispielsweise
nach einem GlUhen oder Anlassen ein Minimum
dar und beträgt etwa OJ1 Fm Der aus einem derartigen ausgeschiedenen Karbid entstehende
Quasikarbid besitzt einen Durchmesser von etwa 0,2 Fun, Demzufolge geht die Korngröße
des Quasikarbids.
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nicht unter etwa 0,2 jim herunter.
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Ist das Quasikarbid-Korn zu groß, se geht die Verbesserung der Dauerfestigkeit
wieder verloren. Wird jedoch ein Quasikarbid mit einem Durchmesser von etwa 10 pm
durch Schnellerwärmen eines aufgekohlten Stahls mit einem Primärkarbidkorn eines
Durchmessers von etwa 5 Fun erzeugt, so ergibt sich eine wesentliche Verbesserung
der Dauerfestigkeit, wie das nachfolgend beschriebene Beispiel zeigt. Die obere
Grenze für die Korngröße des Quasikarbids liegt daher bei etwa 10 Fm. Vorzugsweise
beträgt die Korngröße des Quasikarbids jedoch etwa 0,4 bis 4 Fun je nach chemischer
Zusammensetzung des Stahls , Erwärmungsgeschwindigkeit, Glühtemperatur bei einer
geeigneten Vorbehandlung oder Aufkohlung, Der erfindungsgemäße Stahl, dessen Oberflächenzone
bei einer Temperatur unter 8500C die nachfolgend angegebene Grundzusammensetzung
besitzt und 5 bis 40 Volumenprozent körnigen, im wesentlichen aus Zementit bestehenden
Karbid enthält, wird auf eine Temperatur von etwa 1000 bis 12500C mit einer mittleren
Erwärmungsgeschwindigkeit über 10°C/sec oberhalb 850°C erwärmt, wonach ihm durch
Abschrecken die für einen Wälzlagerstahl erforderliche Härte gegeben wird.
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Die Oberflächenzone des erfindungsgemäßen Stahls besteht aus 0,65
bis 1,4% Kohlenstoff, 0,04 bis 1,5% Mangan, 0,04 bis 2,0% Silizium und 0,20 bis
2j5X Chrom, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen. Vorzugsweise
enthält die Oberflächenzone jedoch 0,65 bis 1,4% Kohlenstoff, 0,04 bis 1,5% Mangan,
0,04 bis 2,0% Silizium und 0,06 bis 0,6X Molybdän. Ein für spezielle Verwendungszwecke
geeigneter Stahl kann in der Oberflächenzone 0,25
bis 5,0% Nickel,
0,03 bis 0,2% Vanadin, 0,10 bis 0,g Wolfram und 0,001 bis 0,01% Bor enthalten.
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Der Kohlenstoff ist verständlicherweise das entscheidende Element
für die Bildung des erfindungsgemäßen Quasikarbids.
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Ein Kohlenstoffgehalt unter 0,65% ist zu gering, um eine hinreichende
Menge Quasikarbid zu bilden, weswegen der Kohlenstoffgehalt mindestens 0,65% betragen
muß. Bei zu hohem Kohlenstoffgehalt wird der Karbidanteil zu groß, so daß sich kein
insgesamt gleichmäßiges Gefüge ergibt. Die obere Gehaltsgrenze für den Kohlenstoff
beträgt daher 1,4%, vorzugsweise enthält der Stahl jedoch 0,8 bis 1,2% Kohlenstoff.
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Mangan dient der Verbesserung der Härtbarkeit des Stahls, so daß der
Mangangehalt mindestens 0,04% beträgt und damit über dem bei Stählen noch als Verunreinigung
geltenden Wert liegt. Ein zu hoher Mangangehalt beeinträchtigt die mechanischen
Eigenschaften des Stahls, so daß der Mangangehalt höchstens 1,5% und vorzugsweise
0,25 bis 1,2% beträgt.
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Das Silizium dient der Verbesserung der Hitzebeständigkeit des Stahls,
weswegen dieser mindestens 0,04% Silizium und damit mehr Silizium als übliche Verunreinigungen
enthält.
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Der Höchstgehalt an Silizium liegt bei 2,0%, während 0,2 bis 1,5%
bevorzugte Gehaltsgrenzen darstellen.
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Mindestens 0,2% Chrom sind als Karbidbildner für den Quasikarbid erforderlich,
wenngleich sich bei einem zu hohen Chromgehalt andere Karbide als Zementit bilden,
so daß das Gefüge unterschiedliche Carbide enthält. Aus diesem Grunde beträgt der
Höchstgehalt an Chrom 2,5%; vorzugsweise enthält der Stahl jedoch 0,3 bis 2,0% Chrom.
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Auch Molybdän wirkt als Earbidbilinerp so daß der Stahl aus denselben
Gründen wie Chrom 0,06 bis 0,6% vorzugsweise
mindestens 0,08% Molybdän
enthält.
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Der Stahl kann Chrom und Molybdän auch nebeneinander enthalten; bei
gleichzeitiger Anwesenheit von Chrom und Molybdän liegt die untere Gehaltsgrenze
bei jeweils 0,06% und die obere Gehaltsgrenze des Chroms bei 2,5%, die obere Gehaltsgrenze
des Molybdäns bei 0,6%, wobei der Gesamtgehalt an Chrom und Molybdän 0,2% übersteigt.
Sofern der Stahl beide Elemente enthält, liegen die Gehaltsgrenzen vorzugsweise
bei 0,3 bis 2,0% für das Chrom und bei 0,08 bis 0,6% für das Molybdän bei einem
Gesamtgehalt von mindestens 0,4* Das Nickel trägt ebenfalls zur Verbesserung der
Härtbarkeit und der mechanischen Eigenschaften des Stahls bei, der aus diesem Grunde
mindestens 0,25% Nickel enthält. Ein zu hoher Nickelgehalt erhöht jedoch den Anteil
an Restaustenit, der bei den für Wälzlagerstähle erforderlichen Oberflächenhärten
nicht tragbar ist0 Aus diesem Grunde enthält der Stahl höchstens 5,0%, vorzugsweise
0,4 bis 4,5% Nickel. Vanadin ist ebenfalls ein Karbidbildner und erhöht außerdem
die Kerbschlagzähigkeit des Stahls. Dieser enthält aus denselben Gründen wie Molybdän
0,03 bis 0,2% Vanadin. Vorzugsweise beträgt der Vanadingehalt 0,10 bis 0,15%.
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Das Wolfram wirkt ähnlich wie das Molybdän, so daß sich seine Gehaltsgrenzen
von 0,10 bis 0,80% aus denselben Gründen wie beim Molybdän erklären. Vorzugsweise
enthält der Stahl jedoch 0,3 bis 0,6% Wolfram.
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Bor verbessert ebenfalls die Härtbarkeit des Stahls, der aus diesem
Grunde 0,001 bis 0,01% Bor enthalten kann. Vorzugsweise beträgt der Borgehalt 0,002
bis 0,005%.
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Ein erfindungsgemäßer Stahl kann in der Weise hergestellt werden,
daß die verschiedensten im Durchlaufofen gehärteten
und vorbehandelten,
beispielsweise geglühten, normalisierten, abgeschreckten, angelassenen, thermisch
raffinierten und isotherm umgewandelten oder einsatzgehärteten Stähle bis auf die
bei Wälzlagerstählen erforderliche Eindringtiefe aufgekohlt oder karbonitriert werden,
sowie dann der vorerwähnten Vorbehandlung unterworfen werden, bis ihr Gefüge bei
einer Temperatur unter 8500 C 5 bis 40 Volumenprozent im wesentlichen aus Zementit
bestehenden körnigen Karbid in einem Grundgefüge beispielsweise aus Ferrit, Austenit
und Martensit, einzeln oder nebeneinander enthält.
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Das Ausgangsmaterial wird auf eine Temperatur unter 8500C in üblicher
Weise erwärmt oder schnellerwärmt und alsdann mit einer mittleren Erwärmungsge s
chwindigkeit über 10°C/sec.
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oberhalb von 850 auf eine vorgegebene Temperatur zwischen etwa 1000
und 12500C erwärmt9 sowie alsdann abgeschreckt, um die für Wälzlagerstähle erforderliche
Härte einzustellen. Dabei ergibt sich die Temperatur-Zeit-Kurve A der Fig. 16. In
diesem Falle liegt die vorgegebene Temperatur näher bei 10000C, wenn die mittlere
Erwärmungsgeschwindigkeit 10°C/sec. erreicht, und näher bei 12500C, wenn die mittlere
Erwärmungsgeschwindigkeit über 10°C/sec. liegt.
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Die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit ergibt sich zu:
wobei T1 die maximale Glühtemperatur, t2 der Zeitpunkt des Beginns des Abschreckens
und t1 der Zeitpunkt des Errei-0 chens der Temperatur von 850 C ist.
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Das quasikarbidische Gefüge ergibt sich auch bei einem Schnellerwärmen
des Ausgangsmaterials von Raumtemperatur auf die vorgegebene Temperatur zwischen
etwa 1000 und 1250 0C mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von 25 0C/sec.
oder mehr mit anschließendem Abschrecken. In diesem Falle ergibt sich die -Temperatur-Zeit-Kurve
B der
Fig, 16 und die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit zu
wobei TR die Raumtemperatur und to der Zeitpunkt des GlUhbeginns ist. Beiden Verfahren
kann sich nach dem Abschrekken eine Wärmebehandlung beispielsweise ein Anlassen
anschließen. Außerdem kann die Erwärmungsgeschwindigkeit so weit gesteigert werden,
wie dies praktisch möglich ist.
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Die Gründe für die obere Temperaturgrenze von 850°C für das langsame
Vorwärmen und die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit über 10°C/sec. oberhalb 850°C
oder eine mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit über 25°C/sec. ab Raumtemperatur liegen
darin, daß sich im allgemeinen ohne Einhaltung dieser Bedingungen kein Quasikarbid
ergibt.
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Vorzugsweise wird im Rahmen der Erfindung ein Stahl mit 10 bis 30%
körnigem, im wesentlichen aus Zementit bestehendem Karbid verwendet. Des weiteren
liegt die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit oberhalb 8500C vorzugsweise bei 20°C/sec.
sowie die Endtemperatur des Glühens bei etwa 1050 bis 12000C.
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Unter den vorerwähnten Glühbedingungen erhält die Oberflächenzone
eines durchlauf- oder einsatz- bzw. kastengehärteten Stahls ein quasikarbidisches
Gefüge mit einem ausgezeichneten Dauerschwingverhalten insbesondere bei rollender
Beanspruchung. Dieses Gefüge bildet sich beim Abschrecken aus der Glühhitze von
1000 bis 1250°C. Enthält der Stahl dagegen einen Karbidbildner wie Chrom und/oder
Molybdän in der Nähe der oberen Gehaltsgrenzen dieser Elemente, überwiegt im geglühten
Zustand zwar der Zementit, dieser ist 3edoch mit geringen Anteilen von Sonderkarbiden
vermischt, die in sehr geringen Gehalten mit dem Quasikarbid koexistieren.
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Die Dauerschwingfestigkeit des Stahls kann noch weiter verbessert
werden. Enthält der Stahl verhältnismäßig große Mengen an Chrom, Molybdän, Vanadin
und Wolfram oder Silizium, sollte die Glühtemperatur etwas höher oder die mittlere
Erwärmungsgeschwindigkeit im Rahmen der erfindungsgemäßen Grenzen etwas niedriger
liegen. Des weiteren sollte die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit etwas höher und
die GlEhtemperatur innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen etwas niedriger liegen,
wenn der Kohlenstoffgehalt verhältnismäßig gering ist oder wenn andere Elemente
in derselben Größenordnung gehalten werden. Schließlich erhöht sich der Anteil an
Restaustenit bei verhältnismäßig hohem Nickelgehalt auf der Hochtemperaturseite,
wodurch die Härte des Stahls beeinträchtigt wird und der Martensit außerdem zu einem
zu starken Wachstum neigtO Aus diesem Grunde sollte die Glühtemperatur sich an der
unteren Grenze bewegen oder die Erwärmungsgeschwindigkeit erhöht werden. Bei hohem
Gehalt der Karbidbildner Chrom, Molybdän, Vanadin und Wolfram sind Vorsichtsmaßnahmen
dagegen nicht erforderlich.
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Zu dem verbesserten Dauerschwingverhalten des erfindungsgemäßen Stahls
mit einem quasikarbidischen Gefüge aus Martensit und Quasikarbid einschließlich
Restaustenit dürften die folgenden Faktoren einzeln oder gemeinsam beitragen: Der
erfindungsgemäße Quasiiarbid ist körnig und besitzt eine Korngröße von etwa 0,2
bis 10 µm; sein Kern besteht aus einer Phase von (Fe M)4-11C, die von Restaustenit
umgeben ist. Dabei entsteht das quasikarbidische Gefüge aus einem in einem martensitischen
Grundgefüge feindisperverteilten Quasikarbid. Mithin ist der die Umhüllung des Quasikarbids
bildende Restaustenit gleichmäßig und feindispers in einem harten martensitischen
Grundgefüge verteilt und
verhindert daher die Erhöhung der inneren
Spannung des Martensits infolge der rollenden Kontaktbelastung sowie die Ausbreitung
von Ermüdungsrissen.
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Des weiteren besitzt der Zementit scharfe Korngrenzen in bezug auf
die martensitische Grundmasse, weswegen von Fachleuten angenommen wird, daß die
Korngrenzen zwischen Zementit und Martensit Schwächstellen sind und Anlaß zur Rißbildung
bzw. -ausbreitung geben. Wird der Zementit Jedoch in Quasikarbid umgewandelt, dann
besteht gleichsam die Korngrenze zwischen dem Quasikarbid und dem Martensit des
Grundgefüges aus Austenit und Martensit, so daß sich im Gegensatz zum Zementit keine
geschwächte Korngrenze ergibt.
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Schließlich wächst der Martensit nicht zu sehr, wenn das Gefüge Quasikarbid
enthält. Aus diesem Grunde kann der Stahl ohne übermäßige Vergrößerung des Martensitkorns
auf hohe Temperaturen gebracht und auf diese Weise die Menge der im Martensit gelösten
Elemente erhöht werden.
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Das erfindungsgemäße Glühen unterscheidet sich deutlich von dem herkömmlichen
Induktionshärten. Zwar kann beim Induktionshärten die mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit
in Sonderfällen 250C/sec. erreichen, um die Einhärtungstiefe zu verringern oder
aus Gründen der Werkstückform; die GlUhtemperatur wird jedoch beim Induktionshärten
im wesentlichen im Hinblick auf die gewünschte Härte, das Gefüge, die Zugfestigkeit
und die Biegewechselfestigkeit gewählt. Diese Temperatur liegt beispielsweise nach
der japanischen Zeitschrift "Heat Trestment, Band 5, Nr. 2, Seiten 126 bis 136 unter
9000C als optimale Glühtemperatur bzw. maximale GlUhtemperatur beim herkömmlichen
Induktionsglühen. Des weiteren wird in dem von Nikkan Kogyo Shinbun im Jahre 1963
veröffentlichten Buch "Induction Heating and Fatigue Strength" gemäß Seite 170 vorgeschlagen,
den Bereich der optimalen
Glühtemperatur oder Glühzeit auf den
Zusammenhang zwischen maximaler Glühtemperatur und Festigkeit abzustellen. Beide
Veröffentlichungen geben als optimale Glühtemperatur für 0,65 bis 1,4% Kohlenstoff
enthaltende Stähle 750 bis 10000C an. Diese Daten unterscheiden sich eindeutig von
der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, bei der sich der Quasikarbid erst aufgrund
einer bestimmten chemischen Zusammensetzung, eines bestimmten Gefüges, einer bestimmten
Glühtemperatur und einer bestimmten Erwärmungsgeschwindigkeit bildet. Demzufolge
unterscheidet sich auch ein derartiger Stahl wesentlich von solchen Stählen, die
einem üblichen Induktionsglühen unterworfen worden sind.
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Außer den vorerwähnten Eigenschaften zeichnet sich der erfindungsgemäße
Stahl auch durch weitere hervorragende technologische Eigenschaften, beispielsweise
durch eine gute Biegefestigkeit aus.
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Wälzlagerstähle müssen neben einer guten Dauerfestigkeit bei rollender
Beanspruchung auch einen guten Verschleißwiderstand besitzen. Dies ist bei dem erfindungsgemäßen
Stahl der Fall, wie sich anhand der graphischen Darstellung in Fig. 26 ergibt.
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Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des
näheren erläutert: In der Tabelle I sind die chemischen Zusammensetzungen für das
erfindungsgemäße Verfahren geeigneter Stähle zusammengestellt. Dabei handelt es
sich bei den Stählen J1 bis J5 und C4 um hochgekohlte Stähle, denen vor dem Schnellglühen
zunächst ein Gefüge mit körnigem Karbid gegeben wurde. Bei den Stählen C1 bis C3
und N1 bis N3 handelt es sich um aufgekohlte oder karbonitrierte niedriggekohlte
Stähle, deren Oberflächenschicht 0,65 bis 1,40% Kohlenstoff enthält und
deren
Karbid vor dem Schnellglühen im Verlaufe einer besonderen Glühbehandlung in eine
körnige Ausbildung überführt wurde. Sämtliche Stähle der Tabelle I besaßen einen
für das erfindungsgemäße Verfahren ausreichenden Anteil an körnigem Karbid.
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In Tabelle II sind die Glühbedingungen und der jeweilige Gefügezustand
der Stähle nach Tabelle I zusammengestellt.
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Der körnige bzw. sphärolithische Zementit des Stahls J1 ergibt sich
aus Fig. 4 und der nach einem üblichen Glühen und Abschrecken vorliegende Zementit
des Stahls J1 mit einem üblichen Gefüge aus Fig. 5.
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Tabelle 1 Stahl C Si Mn Ni Cr Mo V W B (%) (,) (%) (S) (%) (S) (X)
(S) (S), J1 0.98 0,24 0o42 0.06 1.45 - - - -J2 0.98 0.70 1.14 0.05 1.11 - - - -J3
1.05 0.35 0.37 0.04 1.38 0.05 - - -J4 0.99 0.30 0.42 0.08 1.42 0.51 - - -J5 0.94
1.51 0.08 - 1.39 0.28 - - -C1 0.21 0.28 0.71 0.06 1.21 0.22 - - -C2 0.20 0.29 0.66
0.05 1.20 0.21 - - -C3 0.45 0.26 0.73 - 1.12 0.24 - - -C4 0.88 0.28 1.31 - 0.50
- - 0.67 -N1 0.13 0.27 0.45 4.40 2.23 0.19 - - -N2 0.15 0.23 0.52 3.34 1.20 0.16
0.14 - -N3 0.19 0.24 0.59 1.81 0.58 0.20 - - 0.0045
Tabelle II
Stahl mittl. Erwär- max. Glüh- Quasikarbid Vgl. Fig.
-
mungsgeschw. temperatur Korngröße Vol-% (°C/sec) (°C) (µm) J1 - Q1
300 - 500 1000 - 1250 0.5 - 3 25 - 50 Fig. 6, Fig.17,Fig.22 J1 - Q2 100 - 200* 1000
- 1200 " " Fig.26, Fig.18,Fig.22 J1 - Q3 10 - 20 1000 - 1100 " 20 - 40 Fig.23 J2
- Q 50 1050 0.5 - 3 50 Fig. 8 J3 - Q 200 - 400 1050 - 1150 1 - 3 25 - 45 Fig. 9
J4 - Q 2200 1150 1 - 4 30 Fig.22 J5 - Q 600 " " 40 Fig.22 C1 - Q1 200 - 400 1000
- 1230 0.4 - 2 20 - 40 Fig. 7, Fig.19 C1 - Q2 " 1000 - 1180 0.2 - 2 " Fig.24 C2
- Q " 1000 - 1100 " " Tabelle III C3 - Q1 100 - 400 1000 - 1200 0.5 -10 40 - 70
Fig. 3, Fig.22,Fig.12 C3 - Q2 10 - 20 1000 - 1100 0.2 - 2 20 - 40 Fig.23 C4 - Q
40 1050 1 - 3 30 Fig.22 N1 - Q 500 1100 0.4 - 2 40 Fig.22 N2 - Q 400 - 600 1000
- 1180 0.2 - 2 15 - 25 Fig.21 N3 - Q 35 1050 " 30 Fig.22 * mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit
über 850°C
Bei den folgenden Versuchen wurden ausgehend von Raumtemperatur
sämtliche Vergleichsstähle mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von 70C/sec.
auf eine Abschrecktemperatur von 800 bis 8500C erwärmt und abgeschreckt. Das Abschreckgefüge
des durch Abschrecken des Stahls J1 nach einem Widerstandsschnellerwärmen abgeschreckten
Stahls J1 Q1 wies den sich aus dem Schliffbild der Fig. 6 ergebenden Quasikarbid
auf. Das Aufkohlen des Stahls C1 auf einen Kohlenstoffgehalt von 1,05% in der Oberflächenzone
und Abschrecken dieses Stahls nach einem HF-Induktions-Schnellglühen ergab beim
Endprodukt C1 - Q1 ebenfalls das erfindungsgemäße quasikarbidische Gefüge.
-
Beim HF-Schnellinduktionsglühen der Stähle J2 und J3 ergab sich für
die solchermaßen behandelten Stähle J2 - Q und J3 - Q das quasikarbidische Gefüge
der Schliffbilder gemäß Fig. 8 und 9.
-
Beim Aufkohlen des Stahls C3 auf einen Kohlenstoffgehalt von 1,36%
in der Oberflächenzone und anschließenden üblichen Glühen und Abschrecken besaß
der Primärzementit im wesentlichen eine konstante, sich aus den Figuren 2 und 10
ergebende Zusammensetzung. Nach einem HF-Schnellinduktionsglühen und Abschrecken
unter erfindungsgemäßen Bedingungen verschwand beim solchermaßen behandelten Stahl
C3 - Q1 der Zementit in der Oberflächenzone zugunsten eines Quasikarbids, wie er
sich aus Fig. 3 ergibt. Der Zusammenhang zwischen dem Kohlenstoff und dem Chromgehalt
des Quasikarbids bei Stahl C3 - Q einerseits und der maximalen Glühtemperatur ist
in dem Diagramm der Fig. 12 dargestellt, aus dem sich ergibt, daß der Quasikarbid
eine chemische Zusammensetzung besitzt, die sich deutlich von der Zusammensetzung
des Zementits im Temperaturbereich von etwa 1000 bis 12500C unterscheidet. Der Zusammenhang
zwischen der maximalen Glühtemperatur und dem Dauerschwingverhalten bei rollender
Beanspruchung
wurde anhand des Stahls J1 - Q1 untersucht, der zu diesem Zwecke einem direkten
elektrischen Schnellglühen, ausgehend von Raumtemperatur, mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit
über 25OC/sec. unterworfen wurde. Das Ergebnis eines Vergleichs mit einem in üblicher
Weise im elektrisch beheizten Ofen erwärmten und abgeschreckten Stahl ist in der
Fig. 17 wiedergegeben. Die Daten wurden unter Verwendung einer Nadellager-Nadel
mit einem Durchmesser von 3 mm und einem maximalen Andruck von 420 cb und einem
sich Lastspiel von 8.104 unter Verwendung eines 120er Spindelöls als Schmiermittel
ermittelt. Aus Fig. 17 ergibt sich, daß die Lebensdauer eines Stahls mit quasikarbidischem
Gefüge, ausgedrückt als mittlere Lebensdauer bzw.
-
Verhältnis der Lebensdauer zu einem in üblicherweise im elektrisch
beheizten Ofen geglühten und abgeschreckten Stahl, mehrfach erhöht ist. Bei einem
Glühen unter 10000C ergibt sich jedoch kein quasikarbidisches Gefüge und demzufolge
auch keine Verbesserung des Dauerschwingungsverhaltens.
-
Die an einem Stahl J1 - Q, d.h. dem Stahl J1 nach einem Schnellerwärmen
mit einer Erwär-mungsgeschwindigkeit von über 25°C/sec. ab Raumtemperatur mit anschließendem
Abschrecken, ermittelten Versuchsergebnisse sind in dem Diagramm der Fig. 18 zusammengestellt.
Der betreffende Versuch wurde unter Verwendung eines Axiåldruck-Versuchsgerätes
mit einem maximalen Andruck von 500 cb und einem Lastspiel von 1500 je Minute unter
Verwendung eines 60iger Spindelöls als Schmiermittel ermittelt. Bei einem Vergleich
zwischen der mittleren Lebensdauer eines in üblicher Weise geglühten und abgeschreckten
Materials und der maximalen Glühtemperatur ergibt sich die aus dem Diagramm der
Fig. 18 ersichtliche Verbesserung der Lebensdauer bei einem Glühen zwischen 1000
und 11700C. Beim Induktionshärten verbleibt eine gewisse Druckspannung in'der Oberflächenschicht,
so daß die
Dauerfestigkeit verbessert wird. Messungen der Restspannung
im Anschluß an die Ermittlung der Dauerfestigkeit zum Zeitpunkt der maximalen Scherbeanspruchung
unter der Lauffläche zeigen, daß die Verbesserung der Dauerfestigkeit durch das
quasikarbidische Gefüge bedingt ist, da sich kaum ein Zusammenhang mit der maximalen
Glühtemperatur ergibt, wie das Diagramm der Fig. 18 zeigt0 Der Stahl C1 wurde aufgekohlt
sphärolithisiert und nach einem Induktionsschnellerwärmen mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit
über 25°C/sec. ab Raumtemperatur zu dem Stahl C1 - Q1 abgeschreckt.
-
Der Zusammenhang zwischen der maximalen Glühtemperatur und der im
Axialdruckgerät unter den vorerwähnten Bedingungen ermittelten Dauerfestigkeit wurde
untersucht, wobei sich das Diagramm der Fig. 19 ergab. In diesem Falle wird die
Lebensdauer durch ein quasikarbidisches Gefüge nach einem Glühen bei 1000 bis 12300C
verbessert. Der Kohlenstoffgehalt der Aufkohlungszone lag, wie sich aus Fig. 20
ergibt, bei etwa 1,2%.
-
Weitere Versuche zur Ermittlung der Dauerschwingfestigkeit wurden
an dem Stahl N2 unter den vorerwähnten Versuchsbedingungen sowie an dem Stahl N2
- Q nach einem Aufkohlen des Stahls N2 auf einen Kohlenstoffgehalt von 0,05% in
der Oberflächenzone Sphärolithisieren und HF-Schnellglühen mit über 250C/sec. ab
Raumtemperatur sowie anschließendem Abschrecken durchgeführt. Die Ergebnisse sind
aus dem Diagramm der Fig. 21 ersichtlich. In diesem Falle wurde die Lebensdauer
durch ein Glühen bei 1000 bis 1180°C bzw. das dadurch bedingte quasikarbidische
Gefüge wesentlich verbessert.
-
Unter den vorerwähnten Versuchsbedingungen wurden auch Proben
der
Stähle J1 - Q1, J1 - Q2, J4 - J5 - Q, C3 -C4 - Q, N1 - Q und N3 - Q sowohl einem
Dauerfestigkeitsversuch mit einer Nadellager-Nadel als auch im Axialdruck-Gerät
unterworfen. Diese Stähle ergaben sich durch Abschrekken der Stähle J1,,J4, J5,
C4 und der aufgekohiten Stähle C1, C4, N und N4, die zunächst durch Widerstandsglühen
mit verschiedenen mittleren Erwärmungsgeschwindigkeiten, ein HF- Sc hne llinduktionsglühen
und ein Salzbadglühen, ausgehend von Raumtemperatur wärmebehandelt wurden. Die dabei
ermittelten Ergebnisse sind in Fig. 22 zusammengestellt. Daraus ergibt sich, daß
eine mittlere Erwärmungsgeschwindigkeit über 250C/sec. zu einem quasikarbidischen
Gefüge und demzufolge auch zu einer verbesserten Dauerschwingfestigkeit bzw. Lebensdauer
führt.
-
Die Stähle J1 und C3 mit aufgekohlter Oberflächenzone wurden in einem
elektrisch beheizten Ofen auf die verschiedensten Temperaturen vorgewärmt und 30
Minuten auf der jeweiligen Temperatur gehalten sowie anschließend induktiv mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von 10 bis 20°C/sec. bis zur Maximaltemperatur von etwa
1100°C schnellerwärmt, wobei sich die Stähle J1 - Q und C3 - Q ergaben. Dauerschwingversuche
mit rollender Belastung an diesen Stählen unter den obenerwähnten Bedingungen mittels
eines Axialdruckgerätes führten zu den aus Fig. 23 ersichtlichen Ergebnissen.
-
Wie sich eindeutig aus Fig. 23 ergibt stellt sich ein quasikarbidisches
Gefüge bei einem Vorglühen auf unter 850°C ein, das mit einer wesentlichen Verbesserung
der Dauerfestigkeit verbunden ist. Wenn jedoch die Vorglühtemperatur über 8500C
liegt, ergibt sich vornehmlich ein überglühtes Gefüge ohne wesentliche Verbesserung
des Dauerschwingverhaltens, selbst dann, wenn örtlich geringe Anteile Quasikarbids
vorliegen.
-
Der Stahl C wurde karbonitriert sphärolithisiert und ausgehend
von
Raumtemperatur bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von über 25 0C/sec. HF-Schnellinduktionserwärmt,
wobei sich der Stahl C1 - Q ergab. Der Zusammenhang zwischen der maximalen Glühtemperatur
und der Dauerschwingfestigkeit wurde mittels eines Axialdruckgerätes unter den obenerwähnten
Bedingungen untersucht, wobei die aus Fig. 24 ersichtlichen Ergebnisse ermittelt
wurden. Wie Fig. 25 zeigt, lagen die Gehalte an Kohlenstoff und Stickstoff in der
karbonitrierten Oberflächenzone des Stahls C1 - Q bei etwa 1,0% bzw. etwa 0,6%.
Somit stellt sich auch bei einem karbonitrierten Stahl das erfindungsgemäße quasikarbidische
Gefüge und die dadurch bedingte Verbesserung des Dauerstandsverhaltens nach einem
Glühen in dem erfindungsgemäßen Temperaturbereich von 1000 bis 11800C und anschließendem
Abschrekken ein.
-
Des weiteren wurden Verschleißversuche durchgeführt, bei denen der
Stahl J1 in üblicher Weise in einem elektrisch beheizten Ofen geglüht und anschließend
abgeschreckt sowie der erfindungsgemäße Stahl J1 - Q nach einem HF-Schnellinduktionsglühen
bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit über 25°C/sec. ab Raumtemperatur abgeschreckt
wurden. Der Zusammenhang zwischen dem Verschleiß und dem Gleitabstand wurde mit
den aus Fig. 26 ersichtlichen Ergebnissen ermittelt.
-
Fig. 26 zeigt, daß sich innerhalb eines Härtebereichs HRC6O bis 63
kein wesentlicher Unterschied zwischen dem Verschleißverhalten des in üblicherweise
geglühten und abgeschreckten Stahls einerseits und dem erfindungsgemäß geglühten
und abgeschreckten Stahl andererseits ergibt; immerhin zeigt sich, daß der erfindungsgemäße
Stahl mindestens dieselbe oder auch eine bessere Verschleißfestigkeit besitzt als
ein üblicher Stahl.
-
Weitere Dauerfestigkeitsversuche wurden an den Stählen
J1
- Q2' J3 - Q1' C1 ~ Q1 und C2 - Q unter den vorerwähnten Bedingungen durchgeführt.
Dabei kamen als Ausgangsmaterial die Stähle J1' J3, C1 und C2 zur Verwendung. Der
Stahl J3 besitzt dieselbe Zusammensetzung wie der Stahl J1, wurde jedoch im Vakuum
und unter einer Elektroschlacke umgeschmolzen. Der Stahl C wurde in seiner Oberflächenzone
bis auf einen Kohlenstoffgehalt von 1,1 bis 1,2% aufgekohlt und sphärolithisiert,
während der Stahl C2 im Vakuum umgeschmolzen wurde, jedoch dieselbe Zusammensetzung
wie der Stahl C1 besaß. Die Ergebnisse dieser Versuche sind in der nachfolgenden
Tabelle III zusammengestellt.
-
Trotz der Unterschiede beim Erschmelzen der Stähle ergibt sich im
Rahmen der Erfindung ein ähnliches Dauerschwingverhalten So besitzt der erfindungsgemäße
Stahl J3 - Q eine 36mal höhere Lebensdauer als ein in Luft erschmolzener und in
üblicher Weise geglühter und abgeschreckter Wälzlagerstahl ähnlich AISI 52100, während
der erfindungsgemäße Stahl C2 - Q eine 30mal höhere Lebensdauer besaß als der vorerwähnte
Stahl.
-
Tabelle III Durchgehärteter, hochgekohlter Einsatzgehärteter, niedriggekohlter
Herstellungsverfahren Vakuumbehand- Vakuumumschmelz-+ Vakuumbehand- Vakuumumschmellung
Elektroschlacken- lung zen Verfahren Übl.Glü- Mittl.Lebenshen + Ab- dauer im Vgl.
-
1 3 1 2 schrecken zu einem herkömml. Stahl Stahl J1 - Q2 J3 - Q C1
- Q1 C2 - Q mittl.Lebensdauer im Vgl.
-
zu einem her-4 4 3.5 3 kömml.Stahl + Abschr.desselben Stahls Schnell-
mittl.Lebenserwärmen dauer im Verhält-und Ab- nis zu einem übl.
-
4 12 3.5 6 schrecken vakuumbehandelten, gegl., abgeschr.
-
Stahl mittl.Lebensdauer im Verhält. zu einem in Luft er-12 36 18 30
schmolz., gegl., abgeschr., übl.
-
Stahl