DE2704287A1

DE2704287A1 - Verfahren zur herstellung von lagerteilen mit verbesserter waelzkontaktermuedungsbestaendigkeit

Info

Publication number: DE2704287A1
Application number: DE19772704287
Authority: DE
Inventors: Anthony T Anderson; Adam M Janotik; Charles A Stickels
Original assignee: Ford Werke GmbH
Current assignee: Ford Werke GmbH
Priority date: 1976-02-02
Filing date: 1977-02-02
Publication date: 1977-08-04
Also published as: JPS5295528A; US4023988A; CA1090620A; SE434957B; GB1569951A; SE7700977L

Description

270A287

BOOO ML¹NCHEN 40

US-829 tM/th

Ford-Werke AG, Köln

Verfahren zur Herstellung von Lagerteilen mit verbesserter Wälzkontaktermüdungsbeständigkeit.

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Lagerteilen für insbesondere Kugellager, mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Wälzkontaktermüdung.

Wälzlager, insbesondere Kugellager, die in der Automobilindustrie im allgemeinen bei Raumtemperaturbedingungen verwendet werden, werden weitgehend aus einem Stahl hergestellt, der unter der Bezeichnung SAE 52100 bekannt ist- Die chemische Zusammensetzung dieser Legierung, die typischerweise in einem Elektroofen erschmolzen und dann im Vakuum entgast wird, ist die folgende:

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0,98 bis 1,1% Kohlenstoff, 0,25 bis 0,45% Mangan, höchstens 0,025% Phosphor und Schwefel, O,2 bis 0,35% Silicium und 1,3 bis 1,6% Chrom. Diese Legierung wird als wirtschaftlicher, übereutektoidischer Stahl angesehen, der durch Abschrecken und Tempern gehärtet werden kann und eine Härte ergibt, die im allgemeinen der Härte R 59 oder mehr entspricht.

Erhebliche Forschungen sind bislang unternommen worden, um die Faktoren aufzufinden, die für eine Verlängerung der Lagerlebensdauer eingehalten werden müssen. Es wäre von erheblicher Bedeutung, wenn dieses Material derart modifiziert werden könnte, daß es eine erhöhte Beständigkeit gegen Wälzkontaktermüdung aufweisen würde. Eine Vergrößerung der Lebensdauer um den Faktor 3,5 bis 4 würde eine erhebliche Bereicherung der Technik darstellen.

Die Aufgabe der Erfindung ist somit darin zu sehen, die Wälzkontaktermüdungslebensdauer von metallischen Lagerteilen, insbesondere Teilen aus Chromstahl, zu verbessern, ohne kostspielige Änderungen der derzeitigen Verfahren notwendig zu machen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, eine synergistisehe Verlängerung der B50 Ermüdungslebensdauer von Metallagerteilen zu erreichen, indem die Schwellenfeinheit des metallischen Mikrogefüges und die Restaustenitmenge erhöht werden.

Es wurde nunmehr gefunden, daß man durch Ändern der üblichen Härtungs-Wärmebehandlungs-Schritte diese Aufgabe lösen und durch gesteuertes Tempern die dadurch erzielten Vorteile noch weiter verbessern kann. Diese Maßnahmen schließen insbesondere ein

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a) ein Vorerhitzen auf eine Temperatur, die so hoch liegt, daß eine im wesentlichen vollständige Carbidlösung erfolgt, und ein schnelles Abkühlen auf ein Temperaturniveau von 427 bis 677°C (800 bis 1250⁰F) und Aufrechterhalten dieser Temperatur während einer Zeitdauer, die dazu ausreicht, eine vollständige Umwandlung von Austenit in Perlit oder Bainit zu bewirken, und

b) ein austenitisierendes Härten bei einer Temperatur, die oberhalb der Austenitisierungstemperatur liegt, die zur optimalen Härtung eines gegebenen Lagermetalls erforderlich ist, und die vorzugsweise etwa 55,6⁰C (100°F) höher liegt als die übliche Austenitisierungstemperatur für ein gegebenes Lagerteil.

Gegenstand der Erfindung ist daher ein Verfahren zur Herstellung von Lagerteilen, gemäß dem ein durch Warmverformen gebildeter Rohling aus einem niedriglegierten Stahl, der Kohlenstoff in einer Menge von 0,6 bis 1,5% und 1-2% Legierungsbestandteil aus der Gruppe Cr, Mn, Ni, Cu und Mo (und vorzugsweise die Bestandteile des Stahls SAE 52100) enthält, nacheinander weichgeglüht, grobverformt und austenitisierend gehärtet wird, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man

a) unmittelbar vor der austenitisierenden Härtung ein

feines Perlit- oder Bainit-Mikrogefüge mit feinteiligen, gleichmäßig verteilten Carbiden bildet, welches Mikrogefüge relativ dünne Carbidschichten an den ehemals austenitischen Korngrenzen aufweist, und

b) das austenitisierende Härten des Perlit- oder Bainit-Mikrogefüges bei einer Temperatur durchführt, die durchwegs höher liegt als die Austenxtisiertemperatur, die zur optimalen Härtung des niedriglegierten Stahls erforderlich ist und die vorzugsweise bei 885 bis 913°C liegt und während 5 Sekunden bis zu 1 Stunde aufrecht-5 erhalten wird.

V/ei tore Ausführungsformen, Gegenstände und Vorteile

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•a-

der Erfindung ergeben sich aus der weiteren Beschreibung, in der auf die beigefügten Zeichnungen Bezug genommen ist. In den Zeichnungen zeigen

Fig. 1 ein schematisches Fließdiagramm der erfindungsgemäßen Härmebehandlungsmethode und

Fig. 2 und 3 Mikrophotographien von Gefügeeinzel— heiten eines herkömmlich und erfindungsgemäß behandelten Lagenuaterials.

Das herkömmliche Verfahren zur Herstellung von Automobil— kugellagern aus dem Stahl SAE 52100 umfaßt folgende Maßnahmen:

1. Man formt den gewählten Stahl in der Wärme, beispielsweise durch Warmwalzen, um einen Draht zu bilden, aus dem die Lagerkugeln geformt werden, oder durch Warmstrangpressen unter Bildung eines Rohres, aus dem die Laufringe des Lagers gebildet werden. Als Stähle kann man in dem Stahl SAE 521OO auch andere niedriglegierte Stähle verwenden, die 0,6% Kohlenstoff oder mehr enthalten und so weit gehärtet werden können, daß die Teile über ihren gesamten Querschnitt hinweg gehärtet sind. Eine angemessene Härtbarkeit erreicht man durch die Verwendung von Legierungselementen wie Cr, Mn, Ni und Mo.

2. Der warmgeformte Rohling wird dann weichgeglüht,

so daß ein Mikrogefüge gebildet wird, das im wesentlichen aus Ferrit und kugeligen Carbiden besteht. Es werden verschiedenartige thermische Behandlungszyklen angewandt. L.E.Heron (Metallurgica, Vol.80 (1969) 53 bis 58) beschreibt die Behandlungszyklen, die für den Stahl En 31, dem britischen Äquivalent des Stahls SAE 521O0, angewandt werden. Die Weichglühbehandlungszyklen für andere Legierungen sind in der Tabelle III auf Seite 5 der 8.Auflage des

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Λ"

Metals Handbook, Vol.2, beschrieben. Die sich durch
dieses Mikrogefüge bei dem Stahl SAE 52100 ergebende
Härte liegt normalerweise in dem Bereich von R_b88 - 94 und typischerweise im Bereich von R,9O - 92. Nachdem
der Heizbehandlungszyklus beendet ist, werden die Teile an der Luft gekühlt.

3. Die weichgeglühten Rohlinge werden dann grob zu der
Form des angestrebten Produkts verformt, beispielsweise zu Kugeln oder Laufringen. Die Kugeln werden im allgemeinen durch Stauchen in der Kälte gebildet, während die Laufringe normalerweise durch spanabhebende Behandlung geformt werden.

4. Die grobgeformten Teile werden dann durch eine
austenitisxerende, abschreckende und tempernde Behandlung gehärtet. Dies wird dadurch erreicht, daß man sie während etwa 1 Stunde auf eine Temperatur von 816 bis
871⁰C (1500 bis 1600⁰F) (und vorzugsweise auf eine
Temperatur von 843°C (155O⁰F)) erhitzt. Bei dieser
Temperatur steht der Austenit bei einem Kohlenstoffgehalt von etwa 0,6% im Gleichgewicht mit den ungelösten Carbiden. Wenn die grobgeformten Rohlinge vollständig
austenitisiert sind, werden sie in heißem öl (auf eine Temperatur von 54 bis 71⁰C (130 bis 160⁰F)) abgeschreckt und unter Anwendung einer Tempertemperatur von 121

bis 204⁰C (250 bis 400°F) auf eine Endhärte von
R_c 60-64 gebracht.

5. Die austenitxsxerten Teile werden dann auf die Abmessungen und die Oberflächegüte geschliffen, die für das Fertigprodukt angestrebt werden.

Erfindungsgemäß wird nun die Beständigkeit gegen Wälzkontaktermüdung erheblich dadurch verbessert, daß man eine oder beide Abänderungen der obigen Behandlung durchführt:

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1. Abänderung 1:

Vor der Durchführung der Stufe 4 führt man eine Vorbehandlung durch, gemäß der das Material auf einen Temperaturbereich 10 (Fig. 1) während einer Zeitdauer erhitzt wird, die dazu ausreicht, sämtliche oder praktisch sämtliche Carbidezu lösen (dabei wird normalerweise auf eine Temperatur von 954⁰C (1750⁰F) oder mehr und vorzugsweise auf eine Temperatur von mindestens 1038⁰C (1900°F) erhitzt, wobei die Behandlungsdauer mindestens 30 Minuten beträgt, wie es aus der schraffierten Zone 11 in der Fig. 1 zu ersehen ist. Anschließend wird das erhitzte Material in zwei Stufen abgekühlt. Wie aus der Fig. 1 zu ersehen ist, umfaßt die erste Stufe 12 ein schnelles Abkühlen auf eine Temperatur von etwa 649°C (1200°F), indem man die Teile in einer auf 649°C (1200⁰F) gehaltenen Salzschmelze abschreckt, worauf man die Teile während etwa 15 Minuten oder mehr bei dieser Temperatur hält. Die zweite Stufe 13 umfaßt das Abkühlen an der Luft auf Raumtemperatur oder eine andere geeignete Temperatur. Hierdurch wird das Mikrogefüge des grobgeformten Rohlings in ein.feines Perlitgefüge umgewandelt, das sehr dünne Carbidschichten oder Carbidfilme an den ehemals austenitischen Korngrenzen aufweist. Alternativ kann man das Material (gemäß der Stufe 14) auf etwa 427°C (800°F) abkühlen, indem man es in einer auf 427°C (800°F)erhitzten Salzschmelze abschreckt und während 1 Stunde oder mehr bei dieser Temperatur hält, bevor man es (gemäß 15) auf Raumtemperatur abkühlt. Diese Behandlung führt zur Bildung eines Bainitgefüges anstelle eines Perlitgefüges. Die durch diese Behandlungen bewirkten Phasenumwandlungen sind in der Literatur beschrieben (CA. Stickeis, Mettalurgical Transactions, Vol. 5 (1974) 865 bis 874).

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Der Zweck der Vorbehandlung besteht darin, ein Mikrogefüge zu bilden, das feinteiligebzw. feinverteilte und gleichförmig verteilte Carbide nit feiner Korngröße enthält, ohne daß bei der Behandlung ein thermischer Schock verursacht wird. Dieses feine Hikrogeffige ist zur Erzielung der verbesserten Beständigkeit gegen Wälzkontaktermüdung von Bedeutung, indem ein Feinkornschwellenwert erreicht wird, der die zweite Abänderung vorbereitet.

Abänderung 2:

Man modifiziert die Stufe 4 durch Anwendung einer höheren Austenitisiertemperatur 16, die vorzugsweise in dem Bereich von 885 bis 913⁰C (1625 bis 1675°F) liegt und behandelt während einer Zeitdauer von 15 Sekunden bis zu einer halben Stunde (siehe die schraffierte Zone 17) oder indem man während 5 Sekunden bis zu 1 Stunde behandalt, worauf man das übliche Abschrecken 18 und Tempern 19 durchführt. Man kann zur Erzielung einer weiteren Verbesserung der Ermüdungslebensdauer eine Austenitisierteaperatur von mehr als 913°C (1675°F) anwenden, wobei jedoch die Empfindlichkeit gegen kürzere Austenitisierdauern ansteigt. Kürzere Austenitisierdauern machen die Anwendung einer Wärmebehandlung mit Hilfe eines Induktionsofens oder einer Salzschmelze anstelle des Erhitz ens in einem Ofen erforderlich. Die höhere Austenitisiertemperatur muß oberhalb der Temperatur liegen, die zur Erzielung einer optimalen Härte in dem Stahl erforderlich ist, wobei diese Temperatur vorzugsweise etwa 55,6⁰C (1OO°F) höher als die Temperatur zur Erzielung der optimalen Härte liegt, wenn die Härtekurve ein deutliches scharfes Maximum besitzt. Der Ausdruck "optimale Härte" steht für die größte Härte, die als Funktion der Austenitisiertemperatur erzielt werden kann. Die Verbesserung, die durch die An-

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wendung einer erhöhten Austenitisiertemperatur erreicht wird, kann am besten durch Untersuchungsergebnisse bezüglich der Wälzkontaktermüdung gezeigt und bewiesen werden. Härteuntersuchungen sind dabei nicht aussagekräftig. Die kurze Dauer dieser Wärmebehandlungsstufe macht es möglich, eine elektrische Induktionsheizung anzuwenden, was bezüglich der Produktivität und der Verläßlichkeit des Verfahrens als vorteilhaft angesehen wird. Ohne die Vorbehandlung gemäß der Abänderung 1 oder einer äquivalen ten Behandlungsweise führt die Abänderung 2 nicht zu einer Verbesserung der Wälzkontaktermüdungslebensdauer (E.Yajima, T.Miyazaki, T.Sugiyama und H.Terajima, Trans.Japan Inst. Metals, Vol. 15 (1974) 173 bis 179).

Zum Nachweis des erfindungsgemäßen technischen Fort-Schritts sind in den folgenden Tabellen I und II Untersuchungsergebnisse angegeben, die die Verbesserungen erkennen lassen, die durch die beiden genannten Abänderungen der bekannten Verfahrensweisen erreicht werden. Zur Ermittlung dieser Untersuchungsergebnisse wurde ein Prüfverfahren angewandt, mit dem die Beständigkeit von Stählen gegen Wälzkontaktermüdung ermittelt werden kann. Hierzu ist eine besondere Vorrichtung erforderlich, beispielsweise die von der Firma Polymet Corporation vertriebene Vorrichtung Model RCF-I, bei der Teststäbe aus Stahl mit einem Durchmesser von 9,53 mm (3/8 inch) und einer Länge von etwa 101,6 mm (4 inches) bezüglich der Ermüdungszerstörung geprüft werden. Der zu untersuchende Prüfstab wird fest in die Prüfvorrichtung eingespannt und mit einer Drehzahl von 10 000 min gedreht, wobei er gegen zwei Walzen (mit einem Durchmesser von jeweils etwa 177,8 mm (7 inches)) gepreßt wird, die den Stab an den gegenüberliegenden Seiten berühren. Die durch die Walzen auf den Prüfstab ausgeübte Kraft kann eingestellt werden, so daß beliebige Kontaktbeanspruchungen ausgeübt werden

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können. Mit Hilfe eines Beschleunigungsmeßgerätes werden irgendwelche abnormen Vibrationen gemessen, die sich beispielsweise durch ein Absplittern des Materials als Folge der Wälzkontaktermüdung einstellen. Die Untersuchung wird als beendet angesehen,wenn sich auf dem Abnützungsweg eine Absplitterung mit einem Durchmesser von etwa 1 mm ergibt. Die Anzahl der Beanspruchungszyklen, die bis zum Versagen der Probe führen (die wiederum der doppelten Zahl der Umdrehungen entspricht) ist als die Lebensdauer des Prüflings definiert.

Unter Anwendung der genannten Prüfvorrichtung (PoIymet) wurde eine Reihe von wärmebehandelten Stählen beprüft. Die Untersuchungsmethode besteht darin, daß man

1. Stäbe mit einem Durchmesser von etwa 9,91 mm (0,390 inches) und einer Länge von etwa 101,6 mm (4 inches) wärmebehandelt,

2. nach der Wärmebehandlung zur Formung der Stäbe ein unzentriertes Feinschleifen durchführt, um die auf einen Durchmesser von 9,525 + 0,0000 mm

- 0,0152 zu bringen und eine 0,127-0,254 mm (5 bis 10 microinch) AA Oberfläche zu bilden, wozu eine bestimmte Schleifmethode angewandt wird und

3. die Probestücke alternierend prüft.

Für jede zu bewertende Wärmebehandlung werden zwei Teststäbe bereitet. Die Enden der Stäbe werden als A1, B1, A2, B2 etc. bezeichnet. Bei dem alternierenden Prüfen wird eine Prüfung in der Nähe des Endes A1 der Stäbe durchgeführt, die einer jeden Wärmebehandlung unterzogen worden sind, worauf eine zweite Prüfung an den Enden A2, eine dritte Prüfung an den Enden B1, eine vierte Prüfung an den Enden B2 etc. eines jeden Prüflings durchgeführt werden. In dieser Weise kann die Wirkung irgendwelcher Änderungen der

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Eigenschaften der Walzen gleichmäßig über sämtliche geprüfte Proben verteilt werden. Da die Walzen nicht genau gleichmäßig sind, werden die Untersuchungen bezüglich der Ergebnisse der Wärmebehandlung durch das Prüfen mehrerer Prüfstäbe ermittelt, wobei ein Vergleich der Lebensdauer nur innerhalb einer Gruppe durchgeführt wird. Wenn Proben, die der gleichen Wärmebehandlung unterzogen worden sind, in verschiedenen Gruppen vorliegen, ist es möglich, die Ergebnisse zu normalisieren und die Lebensdauer Proben verschiedener Gruppen zu vergleichen.

Zur Ermittlung der im folgenden angegebenen Unterschungsergebnisse wurde die Prüfvorrichtung derart eingestellt, daß die Walzen eine nominale Hertz'sehe Kontaktbeanspruchung von 55 537 kg/cm² (729 000 psi) ausüben. Sämtliche Teststäbe wurden aus der gleichen Charge eines im Handel erhältlichen Stahles SAE 52100 hergestellt. Die tatsächliche Zusammensetzung des Stahles dieser Teststäbe ist die folgende:

Kohlenstoff 1%, Mangan 0,3%, Schwefel 0,008%, Phosphor 0,015%, Silicium 0,26%, Chrom 1,37%, Rest Eisen.

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Tabelle I

Vergleich der Wirkung der Vorbehandlung zur Modifizierung des anfänglich vorhandenen Mikrogefüges auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des Stahles SAE 52100, der bei 843⁰C (155O°F) austenitisiert und bei 182°C (360⁰P) getempert wurde.

Anfäng liches Mikro- gefüge *	Anzahl der Prüfungen	Mittlere B 5O-Lebens- dauer, Zyklen	Weibull- Neigung	Normalisier te Lebens dauer
A	16	4,02 ·	2,56	0,67
B	16	6,12 ·	2,76	1,02
C	16	5,98 ·	1,77	1,0
D	16	3,77 ·	2,56	0,63
■ 10⁶
10⁶
• 10⁶
■ 10⁶

A: Kugelige Carbide in Ferrit, durch Weichglühen gebildet.

B: Perlit mit dünnen Carbidschichten an den Korngrenzen, aus dem Gefüge A gebildet durch Erhitzen während 4 Stunden auf 1O93°C (2000°F), Abschrecken in einer Salzschmelze auf 649°C (1200°F), Aufrechterhalten dieser Temperatur während 30 Minuten und dann Abkühlen an der Luft.

C: Perlit mit dünnen Carbidschichten an den Korngrenzen. Aus dem Gefüge A gebildet durch Erhitzen während 30 Minuten auf 1O38°C (1900°F), Abschrecken in einer Salzschmelze auf 649°C (1200⁰F), Aufrechterhalten dieser Temperatur während 30 Minuten und dann Abkühlen an der Luft.

D: Kugelige Carbide in Ferrit. Aus dem Gefüge C durch Weichglühen gebildet.

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-Vt-

Tabelle II

Vergleich der Wirkung der Austenitisier- und
Temper-Temperatur auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des Stahls SAE 52100, beginnend
mit einem perlitischen Mikrogefüge (Behandlung
C gemäß Tabelle I)

Austenitisier- behandlung	Temperbehand lung	(300'	Zahl der Prüf vor gänge	Mittlere B50- Lebensdauer, Zyklen	Weibull- Neigung	Norma lisier te Lebens dauer
816°C (150O¹ 30 min	149°C 1 h	(35O'	16	7,60 ·	2,86	1,59
816°C (1500⁽ 30 min	177 ⁰C 1 h	(400"	16	4,13 '	3,56	0,86
816°C (1500" 30 min	204 ⁰C 1 h	(350*	16	3,08 '	2,47	0,64
843⁰C (155O' 30 min	177 ⁰C 1 h	(35O^c	16	4,78 ·	2,67	1,00
871⁰C (1600' 30 min	177 ⁰C 1 h	(35O^c	16	5,51 ·	2,37	1,15
899°C (165O^c 30 min	177 ⁰C 1 h	³F)/	16	8,O4 ·	2,33	1,68
⁰F)/	³F)/	■ 10⁶
⁵F)/	³F)/	• 10⁶
³F)/	'F)/	10⁶
'F)/	¹F)/	10⁶
'F)/	'F)/	10^b
'F)/	10⁶

Die Untersuchung, deren Ergebnisse in der Tabelle I angegeben sind, wurde mit dem Zweck durchgeführt, drei Fragen zu beantworten, nämlich:

1. Wird die Ermüdungslebensdauer dadurch verbessert, daß
man statt von einem Mikrogefüge mit kugeligem Carbid
von einem perlitischen Mikrogefüge ausgeht?

2. Ergibt sich eine Wirkung auf die Ermüdungslebensdauer
durch Änderung der Vorbehandlungsmethode zur Erzielung eines perlitischen Mikrogefüges?

3. Ergibt sich eine Wirkung auf die Ermüdung dadurch, daß man die Vorbehandlung so weit verändert, daß sich eine Änderung über die offensichtliche Änderung des

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anfänglichen Mikrogefüges hinaus ergibt?

Die Antwort der ersten Frage ist ja, da die zweite und die dritte Behandlung zu einer größeren Lebensdauer führen als die erste und die vierte Behandlung. Die Antwort der zweiten Frage ist nein, da die zweite und die dritte Behandlung im wesentlichen die gleichen Ergebnisse zur Folge haben. Die Antwort der dritten Frage ist ebenfalls nein, da die erste und die vierte Behandlung im wesentlichen zu den gleichen Ergebnissen führen.

Die Untersuchungen, deren Ergebnisse in der Tabelle II angegeben sind, dienen der Ermittlung optimaler aus Austenitisier- und Temper-Temperaturen für ein perlitisches Mikrogefüge. Die in der Tabelle II angegebenen Ergebnisse der ersten drei Untersuchungen zeigen, daß die Ermüdungsbeständigkeit umso größer ist, je geringer die Tempertemperatüren liegen. Die zweite, vierte, fünfte und sechste Untersuchung lassen erkennen, daß die Ermüdungsbeständigkeit umso größer ist, je höher die Austenitisiertemperatur liegt.

Durch einen Vergleich der Tabellen I und II kann geschlossen werden, daß die durchschnittliche Lebensdauer eines aus dem Stahl SAE 52100, der gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt worden ist, =.-hergestelltes Lager um den Faktor 2,5 oder mehr verlängert werden kann. Dies ergibt sich aus den Ergebnissen der ersten Untersuchung, die in der Tabelle I angegeben sind, und die die Lebensdauer wiedergeben, die typisch ist für in üblicher Weise wärmebehandelte Lagermaterialien. Weiterhin ist festzuhalten, daß die dritte Untersuchung der Tabelle I und die vierte Untersuchung der Tabelle II der gleichen Wärmebehandlung entsprechen, wenn man von einer Differenz der Temper-

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temperatur von 5,6⁰C (1O°F) absieht. Diese Untersuchungen können dazu verwendet werden, die Untersuchungsergebnisse der beiden Tabellen zu normalisieren. Wenn dies getan wird, ergibt sich, daß die durchschnitt liehe Lebensdauer des bei der sechsten Untersuchung gemäß Tabelle II untersuchten Materials um den
Faktor 2,5 größer ist als die durchschnittliche
Lebensdauer von in üblicher Weise wärmebehandelten Lagermaterialien.

Es ist weiterhin ersichtlich, daß eine weitere Verbesserung der Lebensdauer erreicht werden kann, wenn man eine niedrigere Tempertemperatür anwendet. Wenn die Anwendungstemperaturen der Lager und die beim
Fertigschleifen der Lagerteile erreichten Oberflächentemperaturen unterhalb der Tempertemperatur gehalten werden können,kann diese zusätzliche Verbesserung erreicht werden, so daß gegenüber in üblicher Weise hergestellten Lagern eine Vergrößerung der Lebensdauer um den Faktor 3 bis 4 erreicht werden kann.

Die B5O-Lebensdauer, das heißt die Lebensdauer, bei der eine Lebensdauer von 50% der Proben als abgelaufen anzusehen ist, kann verläßlich mit Hilfe einer begrenzten Zahl von Ermüdungsuntersuchungen bestimmt werden. Die BIO-Lebensdauer kann aus der gleichen Anzahl von Untersuchungen nicht mit einem ebenso großen Verläßlichkeitsgrad ermittelt werden (L.G.Johnson
"The Statistical Treatment of Fatigue Experiments", Elsevier Publishing Co., New York, 1964). Weiterhin ist die BIO-Lebensdauer wesentlich empfindlicher gegenüber zufälligen Faktoren, die zu abnorm kurzlebigen Prüflingen führen. Kratzer auf der Probenoberfläche stellen einen solchen Faktor dar. Daher kennzeichnet die B5O-Lebensdauer die Unterschiede der Werte
zwischen in verschiedenartiger Weise verarbeiteten

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Proben verläßlicher. Somit bedeuten Unterschiede der BIO-Lebensdauer, ohne daß ähnliche Unterschiede der B5O-Lebensdauer vorliegen, nicht notwendigerweise eine Verlängerung oder Verkürzung der Ermüdungslebensdauer, die sich durch eine bestimmte Änderung der Behandlung ergibt.

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Claims

270A287 Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von Lagerteilen, gemäß dem ein durch Warmformen gebildeter Rohling aus einem niedriglegierten Stahl, der Kohlenstoff in einer Menge von O,6 bis 1,5% und Legierungsbestandteile aus der Gruppe Cr, Mn, Ni, Cu und Mo in einer solchen Menge, daß durch eine Wärmebehandlung eine Härtung in dem gesamten Rohling erreicht wird, enthält, nacheinander weichgeglüht, grobverformt und austenitisierend gehärtet wird, dadurch gekennzeichnet, daß man

a) unmittelbar vor der austenitisierenden Härtung ein Mikrogefüge mit feinteiligen, gleichmäßig verteilten Carbiden bildet, welches Mikrogefüge relativ dünne Carbidschichten an den ehemals austenitischen Korngrenzen aufweist, und

b) bei dem austenitisierenden Härten eine Austenitisiertemperatur anwendet, die durchwegs höher liegt als die Austenitisiertemperatur, die zur optimalen Härtung des niedriglegierten Stahls erforderlich ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, daß man das Austenitisieren bei der austenitisierenden Härtung bei einer Temperatur im Bereich von 885 bis 913°C während einer Zeitdauer von 5 Sekunden bis zu 1 Stunden durchführt.

3. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, daß man ein Lagerteil behandelt, das im wesentlichen aus dem Stahl

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ORIGINAL INSPECTED

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SAE 521OO besteht und die austenitisierende Härtung während einer Zeitdauer von 15 Sekunden bis zu einer halben Stunde durchführt.

4. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch g e kennzeichnet, daß man den Stahl nach der Wärmebehandlung derart abschreckt, daß ein thermischer Schock vermieden, jedoch ein feines perlitisches Mikrogefüge mit den feinverteilten Carbiden gebildet werden.

5. Verfahren zur Steigerung der Ermüdungslebensdauer von übereutektoidischen Stählen, die einen Gesamtgehalt von weniger als etwa 6% Legierungsbestandteile enthalten und zuvor weichgeglüht worden sind, dadurch gekennzeichnet, daß man

ei) den Stahl einer Vorbehandlung unterzieht, die darin besteht, daß man ihn auf eine Temperatur erhitzt, bei der Austenit gebildet wird und sich im wesentlichen sämtliche Carbide in dem Austenit lösen, man den Stahl auf eine Temperatur erhitzt, die oberhalb der M_s-Temperatur liegt, um eines oder mehrere Umwandlungsprodukte, wie Martensit, Perlit und Bainit, zu bilden, und die Temperatur während einer Zeitdauer beibehält, die dazu ausreicht,

daß man eine Mischung aus feinteiligen Carbiden und einem feinkörnigen Umwandlungsprodukt erhält, und

b) den Stahl austenitisierend erneut auf eine Temperatur erhitzt, die oberhalb der Tempera

tur liegt, bei der eine optimale Härtung des Stahles erreicht wird, diese austenitisierende Temperatur so lange aufrechterhält, bis der angestrebte Austenitrestgehalt zu mehr als 18%

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erreicht ist, und die kurz genug ist, um eine Carbidvergrößerung zu vermeiden, und den Stahl dann auf eine Temperatur abschreckt, die unterhalb der M -Temperatur liegt.

6. Verfahren nach Anspruch 5,dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl nach der austenxtisierenden Härtung bei einer Tempertemperatur im Bereich von 143 bis 204⁰C tempert.

7. Lagerteil, bestehend im wesentlichen aus dem Stahl SAE 52100, dadurch gekennzeichnet, daßes vor der Wärmebehandlung für die Härtung ein perlitisches Mikrogefüge mit dünnen Carbidschichten an den Korngrenzen aufweist und bei einem simulierenden Prüfungsverfahren eine Beständigkeit gegen die Wälzkontaktermüdung aufweist, deren Wert mindestens um den Faktor 2,5 größer ist als der Wert, den man mit üblicherweise behandelten Stahlteilen aus dem Stahl SAE 52100 erzielt.

8. Produkt, erhältlich nach dem Verfahren des Anspruchs 6, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer aufweist, die um den Faktor 3 bis 4 größer ist als die entsprechende Lebensdauer des in üblicher Weise behandelten Stahles SAE 52100.

9. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, daß man ein Lagerteil verwendet, das im wesentlichen aus dem Stahl SAE 526OO besteht und die austenitisierende Härtung bei einer Temperatur von mindestens

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Η ■

885⁰C während einer Zeitdauer von 5 Sekunden bis zu einer halben Stunde durchführt.

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