DE3507785C2 - Verfahren zur Herstellung von Lagerstahl - Google Patents
Verfahren zur Herstellung von LagerstahlInfo
- Publication number
- DE3507785C2 DE3507785C2 DE3507785A DE3507785A DE3507785C2 DE 3507785 C2 DE3507785 C2 DE 3507785C2 DE 3507785 A DE3507785 A DE 3507785A DE 3507785 A DE3507785 A DE 3507785A DE 3507785 C2 DE3507785 C2 DE 3507785C2
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- steel
- manganese
- chromium
- silicon
- carbon
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
- F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
- F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
- F16C33/58—Raceways; Race rings
- F16C33/62—Selection of substances
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
- F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
- F16C2204/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- F16C2204/66—High carbon steel, i.e. carbon content above 0.8 wt%, e.g. through-hardenable steel
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Lagerstahl nach dem Oberbegriff
des Anspruchs 1. Außerdem betrifft die Erfindung die Anwendung dieses Verfahrens auf
die Herstellung eines Lagerstahls mit bestimmter Zusammensetzung.
Von einem hochwertigen Lagerstahl erwartet man hervorragende Dauerfestigkeit und Kalt-
Verformbarkeit. Eingesetzt werden die Lagerstähle für Kugellager, Rollenlager und
dergleichen.
Spezielle Anforderungen an Lagerstähle betreffen Dauerfestigkeit, Dauer-Schlagfestigkeit und
Kaltverformbarkeit, wobei insbesondere die Dauerfestigkeit zunehmende
Bedeutung in Hinblick auf stärkere Lasten und höhere Geschwindigkeit bei höherer
Leistungsfähigkeit in industriellen Maschinen und Fahrzeugen erlangt.
Zur Verbesserung der Dauerfestigkeit wurde bereits ein Verfahren vorgeschlagen, bei dem
der O-Gehalt des Stahls herabgesetzt wird, um Oxideinschlüsse wie zum Beispiel Al₂O₃ zu
vermindern. In einigen Fällen wurden andere herkömmliche Verfahren vorgeschlagen, bei
denen von einem Spezial-Schmelzverfahren wie dem VAR (Vakuum-Lichtbogenschmelzen)
oder dem ESU (Elektroschlacke-Umschmelzen) Gebrauch gemacht wird, um das Festkör
pergefüge zu steuern und die Menge nicht-metallischer Einschlüsse herabzusetzen.
Jedoch läßt sich mit dem herkömmlichen Verfahren des bloßen Herabsetzens des Sauer
stoffanteils des Stahls eine zufriedenstellende Dauerfestigkeit in einigen Fällen nicht
erzielen.
Das Erfordernis der höchsten Reinheit für hohe Dauerfestigkeit bzw. Dauerwechselbean
spruchung ist in der Literatur ausführlich behandelt (DE-Z "Stahl und Eisen" 104 (1984)
1, S. 25-30; FR 22 04 191 C1; US 39 29 523; DE 22 51 894 A1).
Die vorliegende Erfindung beruht auf den oben erläuterten Erwägungen sowie auf der
Grundlage verschiedener Studien bezüglich des Einflusses verschiedener Legierungs
elemente auf die Dauerfestigkeit des sich ergebenden Lagerstahls. Es wurde zum Beispiel
ermittelt, daß von allen Oxideinschlüssen das Aluminiumoxid Großeinschlüsse bildet und
die Dauerfestigkeit besonders stark herabsetzt. Sind die Oxideinschlüsse sehr klein, so
setzen Spuren von Oxideinschlüssen die Dauerfestigkeit herab, während Ti ein Carbonitrid
bildet und bereits eine Spur hiervon die Dauerfestigkeit beträchtlich herabsetzt. Verunreini
gungen wie P oder N beeinflussen ebenfalls die Dauerfestigkeit abträglich.
Um den Anteil von P beispielsweise gering zu halten, ist es zur Endphosphorierung
bekannt (US 42 14 898), im Zuge des Pfannengießverfahrens nach dem Umgießen die
Schlacke von der geschmolzenen Legierung abzuziehen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen von Lagerstahl anzugeben,
mit dessen Hilfe man einen Lagerstahl erhält, der eine geringe Menge an Oxideinschlüssen
enthält und sich durch hohe Dauerfestigkeit und gute Kaltverformbarkeit auszeichnet.
Gelöst wird diese Aufgabe durch die im Anspruch 1 angegebene Erfindung.
In dem Verfahren zum Herstellen eines in hohem Maße rei
nen Lagerstahls mit den angegebenen Bestandteilen
werden die Werkstoffe für den Stahl
ausgewählt, und nach Oxidationsreinigung in einem Elektro
ofen wird das Material in eine Pfanne gegossen. Der ge
schmolzene Stahl wird nach dem Eingießen in die Pfanne
einer Entphosphorung unterzogen. Die auf dem ge
schmolzenen Stahl befindliche Oxidschlacke wird
entfernt. In einem
Elektroofen wird eine in hohem Maße basische Schlacke mit
einer Basizität von 3 oder mehr erzeugt (Reduktionsschlacke
mit hervorragender Entschwefelungseigenschaft wie FeO + MnO
0,5 Gew.-% und CaO/SiO₂/Al₂O₃ = 0,3 bis 0,4). Mit Hilfe
einer Reduktionsveredelung wird der Anteil von S auf 0,002
Gew.-% oder weniger und der Anteil von O auf 0,0020 Gew.-%
oder weniger herabgesetzt, und der Anteil von Ti wird re
duziert, während die Badtemperatur gesteuert wird, ein
inertes Gas durch doppelte poröse Ziegel eingegeben wird,
und der geschmolzene Stahl gerührt wird. Anschließend er
folgt mit Hilfe einer Vakuum-Umlaufentgasungs-Vorrichtung
eine Vakuum-Entgasung, und zwar derart, daß während zwei
Drittel der gesamten Bearbeitungszeit eine kräftige Um
wälzung erfolgt, wohingegen während ein Drittel der gesam
ten Bearbeitungszeit eine schwache Umwälzung erfolgt. Hier
durch werden die Anteile von O, N und H weiterherabgesetzt.
Anschließend erfolgt die Reduktionsveredelung durch schwa
ches Rühren des geschmolzenen Stahls in einer Reduktions
atmosphäre bei Normal
druck, damit kleine Einschlüsse aufschwimmen und entfernt wer
den. Schließlich erfolgt das unter Abschluß stattfindende
Gießen, um den Reinst-Lagerstahl zu erhalten.
Im folgenden werden spezielle Ausführungsformen der Erfin
dung anhand der Zeichnung näher erläutert.
Ein erster Stahl besteht im wesentlichen
aus 0,70 bis 1,10 Gew.-% C, 0,15-1,60 Gew.-% Si, 0,15-
1,15 Gew.-% Mn, 0,010 Gew.-% oder weniger P, 0,002 Gew.-%
oder weniger S, 0,50-1,60 Gew.-% Cr, 0,015 Gew.-% oder
weniger Al, 0,0006 Gew.-% oder weniger 0, 0,0050 Gew.-%
oder weniger N und 0,0015 Gew.-% oder weniger Ti, wobei
der Rest Eisen und Verunreinigungselemente ist. Ein zweiter
erfindungsgemäß herzustellender Stahl besteht im wesentlichen aus 0,05-
0,50 Gew.-% Mo und in anderen Bestandteilen des ersten
Stahls. Er besitzt eine verbesserte Härtbarkeit. Ein drit
ter Stahl besteht im wesentlichen aus
jeweils 0,05-0,30 Gew.-% V und/oder Nb zusätzlich zu den
Bestandteilen des ersten Stahls, um die Verschleißfestigkeit
zu erhöhen. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstel
len eines Lagerstahls wird bei der Her
stellung des Stahls auf dem geschmolzenen Stahl befindli
che Schlacke aus einem Schmelzofen in einen separaten Be
hälter eine Pfanne gegossen und mit Hilfe eines Schlackeabsau
gers absorbiert und entfernt. Dann wird im Beisein einer
stark basischen Schlacke eine Reduktionsveredelung durch
geführt, wobei stark umgerührt wird und eine Badtemperatur-
Steuerung erfolgt. Dann wird eine Vakuum-Entgasung durch
geführt, indem mit Hilfe einer Vakuum-Umlaufentgasungs-
Vorrichtung stark und schwach umgewälzt wird. Die nächste
Reduktionsveredelung erfolgt unter schwachem Umrühren in
einer Reduktionsatmosphäre bei normalem Druck.
Die Gründe für das Begrenzen der Ober- und/oder Untergren
zen der Anteile der jeweiligen Komponenten des Stahls
gemäß der Erfindung sollen im folgenden erläutert werden.
Kohlenstoff ist ein wichtiges Element, welches zur Erzie
lung einer H-Härte von 60 HRC oder mehr in einem Lagerstahl
vorhanden sein muß. Kohlenstoff muß in einer Menge von
0,70 Gew.-% oder mehr vorhanden sein, um diesem Erfordernis
Rechnung zu tragen. Ist jedoch der Kohlenstoff in einer
Menge von mehr als 1,10 Gew.-% enthalten, so verstärkt
sich die Neigung zur Bildung großer Karbide, und die Dauer
festigkeit und die Dauer-Schlagfestigkeit werden herabge
setzt. Aus diesem Grund wird die Obergrenze für den C-An
teil in dem Stahl auf 1,10 Gew.-% eingestellt.
Silizium ist ein Element, welches notwendig ist, um die
Deoxidationseigenschaft und die Härtbarkeit sowie die Dauer
festigkeit und die Dauer-Schlagfestigkeit zu verbessern.
Silizium muß in einer Menge von 0,15 Gew.-% oder mehr ent
halten sein. Wenn Si jedoch in einer Menge von 1,16 Gew.-%
oder mehr enthalten ist, verschlechtert sich die Rollkon
takt-Lebensdauer (im folgenden als "Rolldauer" bezeichnet).
Aus diesem Grund wird die Obergrenze für den Si-Anteil in
dem Stahl auf 1,60 Gew.-% festgelegt.
Mangan ist ein Element zum Verbessern der Deoxidations
eigenschaft und Härtbarkeit und muß in einer Menge von 0,15
Gew.-% oder mehr vorhanden sein. Wenn jedoch Mn in einer
größeren Menge enthalten ist, ergeben sich durch die zu
sätzliche Menge keine besseren Wirkungen, und es entsteht
MnS, welches die Rolldauer herabsetzt. Aus diesem Grund
wird die Obergrenze für das in dem Stahl enthaltene Man
gan auf 1,15 Gew.-% eingestellt.
Chrom ist ebenfalls ein Element, welches die Härtbarkeit
verbessert und die leichte Bildung von kugeligen Karbiden
begünstigt. Um diese Verbesserungen zu erreichen, muß Cr
in einer Menge von 0,50 Gew.-% enthalten sein. Wird diese
Obergrenze jedoch von dem Cr überschritten, so werden die
Karbide zu groß und beeinträchtigen die Zerspanbarkeit.
Daher wird die Obergrenze für den Cr-Anteil in dem Stahl
auf 1,60 Gew.-% eingestellt.
Phosphor ist ein Element, welches die Rolldauer und Zähig
keit herabsetzt und auf die kleinstmögliche Menge be
schränkt werden muß. Die Obergrenze des in dem Stahl ent
haltenen P wird daher auf 0,010 Gew.-% eingestellt.
Schwefel ist ein Element, welches mit Mn einen Sulfideinschluß
bildet und die Dauerfestigkeit beträchtlich herabsetzt.
Die Hauptziele der vorliegenden Erfindung bestehen in der
Reduzierung von Sulfideinschlüssen und in einer nennenswer
ten Verbesserung der Dauerfestigkeit. Die Menge des in dem
Stahl enthaltenen S muß exakt gesteuert werden, und die Ober
grenze für S wird auf 0,002 Gew.-% eingestellt.
Aluminium ist ein Element, welches einen Hartoxideinschluß
wie Al₂O₃ hervorruft, welcher die Zerspanbarkeit des Stahls
und die Rolldauer-Eigenschaften beeinträchtigt. Der Anteil
des in dem Stahl enthaltenen Al muß daher auf ein Minimum
reduziert werden, die Obergrenze wird auf 0,015 Gew.-% ein
gestellt.
Sauerstoff ist ein Element, welches Oxideinschlüsse wie
Al₂O₃ oder SiO₂ hervorruft und die Rolldauereigenschaft
in beträchtlichem Maße beeinträchtigt. Erfindungsgemäß
wird der Anteil von nicht-metallischen Einschlüssen in
beträchtlichem Maße reduziert, und die Größe der Ein
schlüsse wird so gesteuert, daß die Rolldauer-Eigenschaft
verbessert wird. Somit muß der Anteil von O in dem Stahl
streng kontrolliert werden. Die Obergrenze für den in dem
Stahl enthaltenen O wird auf 0,0006 Gew.-% eingestellt,
welches die Menge ist, die mit der derzeit ver
fügbaren Vakuum-Entgasungsreinigungs-Methode erreichbar
ist.
Stickstoff ist ein Element, welches ein Nitrid wie TiN bil
det und die Rolldauer-Eigenschaft beeinträchtigt. Der N-
Anteil in dem Stahl muß auf ein Minimum eingestellt werden,
die Obergrenze wird auf 0,0050 Gew.-% eingestellt.
Titan ist ein Element, welches in dem Stahl in Form eines
TiN-Einschlusses verbleibt. Ist die Menge des in dem Stahl
verbleibenden Ti zum groß, so werden große Einschlüsse ge
bildet, und die Wälzdauer-Eigenschaft (rolling life
characteristic) wird verschlechtert. Daher muß die Menge
des in dem Stahl enthaltenen Ti auf ein Minimum reduziert
werden, die Obergrenze wird auf 0,0015 Gew.-% eingestellt.
Molybdän ist ein Element, welches die Härtbarkeit des
Stahls verbessert. Wenn Mo in kleiner Menge in dem Stahl
enthalten ist, wird die Härtbarkeit verbessert. Deshalb
ist Mo in einer Menge von 0,05 Gew.-% oder mehr ent
halten, falls notwendig. Da Mo jedoch ein teueres Element
ist und dessen Zugabe in einer Menge von mehr als 0,50
Gew.-% kein im entsprechenden Maße verbessertes Ergebnis
liefert, wird die Obergrenze des Mo-Anteils in dem Stahl auf
0,50 Gew.-% eingestellt.
Vanadium und Niob sind Elemente, die die Festigkeit und
die Zähigkeit durch Bildung von Karbonitrid verbessern. Deshalb
ist in dem Stahl V und/oder Nb in Mengen
von jeweils 0,05 Gew.-% oder mehr enthalten.
Wenn diese Elemente jedoch
die Obergrenze übersteigen,
ist der zusätzliche Effekt nur gering, weshalb die Ober
grenzen für diese Elemente auf 0,30 Gew.-% eingestellt wer
den.
Die charakteristischen Merkmale des erfindungsgemäßen
Stahls werden anhand von Vergleichen mit herkömmlichen
Stählen erläutert.
Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen von
Stahlproben.
In Tabelle 1 sind die Stähle A und B herkömmliche Stähle
(Stahl A: SUJ2; Stahl B: SUJ3), die Stähle C und E sind
Vergleichsstähle, Stahl D ist ein durch ESU hergestellter
Stahl, und die Stähle F bis N sind erfindungsgemäß hergestellte Stäh
le.
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse bezüglich der Bestim
mung des Anteils und der mittleren Länge von nicht-me
tallischen Einschlüssen, der Dauerfestigkeit und der Kalt-
Verformbarkeit für die in Tabelle 1 angegebenen Stäh
le, wenn diese unter den Bedingungen 170°C × 90 Minuten
mit Öl gekühlt und dann mit Luft gekühlt wurden.
Die Menge und die mittlere Länge der nicht-metallischen
Einschlüsse wurden geprüft durch Schneiden von gewalzten
Stangen mit 65 mm Durchmesser aus in oben erwähnter Weise
behandelten Stahl. Die Menge und mittlere Länge von nicht
metallischen Einschlüssen in jedem Stahl werden dargestellt
als Vergleich mit der Länge von nicht-metallischen Ein
schlüssen des Stahls T als ein ESU-Material, wobei es sich
um eine hypothetische Größeneinheit handelt. Die Dauerfe
stigkeit wurde mit Hilfe eines Mori-Dauerfestigkeits-Prüf
geräts ermittelt.
Die Dauerfestigkeit
wird außerdem dargestellt als Vergleichsgröße mit der Länge
von nicht-metallischen Einschlüssen des Stahls D. Die Kalt
verformbarkeit wurde untersucht in bezug auf das daß der
Rißbildung bei einer Stauchung von 75% (20 mm Durchmes
ser und 30 mm Länge).
Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, haben die nicht-metallischen
Einschlüsse bei den herkömmlichen Stählen A und B Werte,
die das Dreifache dessen betragen, wie bei dem Stahl D als
ein ESU-Material mit gesteuertem Festkörpergefüge, und aus
serdem sind die mittleren Längen doppelt so groß wie bei
dem Stahl D. Die herkömmlichen Stähle A und B besitzen eine
Dauerfestigkeit, die 1/3 so groß ist wie beim Stahl D in
bezug auf die Nenn-Dauer und 1/6 so groß ist wie beim Stahl
D in bezug auf die mittlere Dauer. Bei der Kalt-Verformbar
keit besitzen die Stähle A und B eine hohe Rißbildung.
Mithin sind die Stähle A und B in bezug auf nicht-metalli
sche Einschlüsse, Dauerfestigkeit und Kalt-Verformbarkeit
schlechter.
Der Stahl C ist ein Vergleichsstahl, der im Hinblick auf
Menge und mittlere Länge der nicht-metallischen Einschlüs
se besser ist als die herkömmlichen Stähle, und zwar auf
grund niedriger S- und O-Anteile. Allerdings hat der Stahl
C eine Menge von nicht-metallischen Einschlüssen, die um
das 2,4-fache größer ist als bei dem Stahl D und die mitt
lere Länge der nicht-metallischen Einschlüsse ist 1,6-mal
größer als beim Stahl D. Der Stahl C hat eine Dauerfestig
keit, die der der herkömmlichen Stähle A und B entspricht.
Der Stahl E ist ein weiterer Vergleichsstahl, der ebenfalls
bezüglich Menge und mittlerer Länge von nicht-metallischen
Einschlüssen und Lebensdauer schlechter ist, wie es bereits
beim Stahl C der Fall war.
Im Gegensatz dazu weisen die erfindungsgemäß hergestellten Stähle F bis
N aufgrund des O-Anteils von 0,0006 Gew.-% oder weniger
und des S-Anteils von 0,002 Gew.-% oder weniger sowie auf
grund der Reduzierung der Ti-, Al- und N-Anteile auf ein Mini
mum eine Menge von nicht-metallischen Einschlüssen auf, die
1/4 der Menge beim Stahl D als einem ESU-Material beträgt und sie
weisen eine mittlere Länge der nicht-metallischen Einschlüsse auf,
die der beim Stahl D entspricht. Die Dauerfestigkeit ist der
beim Stahl D in bezug auf Nenn- und Durchschnittsdauer
äquivalent, und die erfindungsgemäßen Stähle weisen eine
bessere Kalt-Verformbarkeit auf als die herkömmlichen
Stähle A und B. Die Stähle F bis N
zeigen also im Hinblick auf die nicht-metallischen Ein
schlüsse eine Verbesserung und im Vergleich zu dem Stahl
als ein ESU-Material eine äquivalente Dauerfestigkeit und
Kalt-Verformbarkeit, wobei zu berücksichtigen ist, daß das
ESU-Material aufgrund des gesteuerten Festkörpergefüges
eine verbesserte innere Qualität aufweist.
In dem erfindungsgemäß hergestellten Stahl beträgt der S-Anteil nur
0,002 Gew.-% oder weniger. Da die Menge von Oxideinschlüs
sen jedoch beträchtlich herabgesetzt ist, ist die Verar
beitbarkeit äquivalent den herkömmlichen Stählen.
Wie aus der obigen Betrachtung hervorgeht, sind in dem
erfindungsgemäß hergestellten Stahl die Elemente C, Si, Mn und Cr in
geeigneten Mengen enthalten, und die P-, S-, O- und Ti-
Anteile sind auf ein Minimum reduziert, damit die Mengen
von Oxid- und Sulfideinschlüssen in dem Stahl herabgesetzt
sind. Der erfindungsgemäß hergestellte Stahl besitzt also eine hervor
ragende Dauerfestigkeit, wobei die Nenn-Dauer dreimal so
groß und die mittlere Dauer sechsmal so groß ist wie bei
herkömmlichen Stählen. Außerdem besitzt der erfindungs
gemäß hergestellte Stahl eine hervorragende Kalt-Verformbarkeit. Die
Erfindung schafft also einen hochwertigen Lagerstahl, der
sich zur Verwendung in Kugellagern oder Rollenlagern für
hohe Belastung und hohe Arbeitsgeschwindigkeiten in indu
striellen Maschinen und in Fahrzeugen eignet.
Claims (14)
1. Verfahren zum Herstellen von Lagerstahl, der, in Gew.-%, im wesentlichen aus 0,70-1,10%
Kohlenstoff, 0,15-1,6% Silizium, 0,15-1,15% Mangan, 0,50-1,60% Chrom, sehr
geringen Mengen Schwefel, Aluminium, Sauerstoff, Stickstoff, Phosphor und Titan, im übrigen
aus Eisen mit Verunreinigungen besteht,
gekennzeichnet durch folgende Schritte eines Raffinationsverfahrens:
- a) Schmelzen der Werkstoffe des Stahls und oxidative Behandlung in einem Schmelzofen;
- b) Gießen des geschmolzenen Stahls in einen getrennten Behälter, Entphosphorieren des Stahls und Entfernen der sich auf dem geschmolzenen Stahl befindlichen Schlacke,
- c) Durchführen einer Reduktionsveredelung durch starkes Rühren des geschmolzenen Stahls bei gleichzeitiger Aufrechterhaltung der Badtemperatur unter stark basischer Schlacke mit einer Basizität von nicht weniger als 3, sowie in einer inerten Atmosphäre unter einem Druck, der den Normaldruck übersteigt,
- d) Durchführen einer Vakuum-Entgasung im Umlaufentgasungs-Verfahren, wobei während zwei Drittel der Behandlungszeit ein starker Umlauf und während ein Drittel der Behandlungszeit ein schwacher Umlauf erfolgt, und
- e) Durchführen einer Reduktionsveredelung durch schwaches Rühren des geschmolzenen Stahls in einer Reduktions-Atmosphäre unter normalem Druck,
wobei die genannten Schritte derart ausgeführt werden, daß die Bestandteile auf folgende, in
Gew.-% angegebenen Werte verringert werden:
nicht mehr als 0,010% Phosphor, nicht mehr als 0,002% Schwefel, nicht mehr als 0,015 % Aluminium, nicht mehr als 0,0006% Sauerstoff, nicht mehr als 0,0050% Stickstoff und nicht mehr als 0,0015% Titan.
nicht mehr als 0,010% Phosphor, nicht mehr als 0,002% Schwefel, nicht mehr als 0,015 % Aluminium, nicht mehr als 0,0006% Sauerstoff, nicht mehr als 0,0050% Stickstoff und nicht mehr als 0,0015% Titan.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß im Schritt a) die
Werkstoffe des Stahls dadurch geschmolzen werden, daß sie in einem Elektroofen einer
Oxidationsveredelung unterworfen werden, und daß die im Schritt c) erwähnte stark basische
Schlacke eine Gesamtmenge von FeO sowie MnO, die nicht mehr als 0,5 Gew.-% ausmacht,
und eine Zusammensetzung aus CaO/SiO₂/Al₂O₃ von 0,3-0,4 Gew.-% enthält.
3. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf die Herstellung eines Lagerstahls
bestehend aus (in Gew.-%): 0,70-1,10% Kohlenstoff, 0,15-1,60% Silizium, 0,15-1,15%
Mangan, 0,50-1,60% Chrom, nicht mehr als 0,010% Phosphor, nicht mehr als 0,002%
Schwefel, nicht mehr als 0,015% Aluminium, nicht mehr als 0,0006% Sauerstoff, nicht mehr
als 0,0050% Stickstoff und nicht mehr als 0,0015% Titan, wobei der Rest Eisen mit
Verunreinigungen ist und der Stahl eine Menge von nicht-metallischen Einschlüssen von nicht
mehr als 0,010 Flächen-% bei einer mittleren Größe der Einschlüsse von nicht mehr als 15 µm
aufweist.
4. Anwendung nach Anspruch 3 auf das Herstellen eines Stahls mit 0,70-0,85%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
5. Anwendung nach Anspruch 3 auf das Herstellen eines Stahls mit 0,70-0,85%
Kohlenstoff, 1,20-1,60% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
6. Anwendung nach Anspruch 3 auf das Herstellen eines Stahls mit 0,95-1,10%
Kohlenstoff, 1,20-1,60% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
7. Anwendung nach Anspruch 3 auf das Herstellen eines Stahls mit 0,95-1,10%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
8. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf die Herstellung eines Stahls,
bestehend aus (in Gew.-%): 0,70-1,10% Kohlenstoff, 0,15-1,60% Silizium, 0,15-1,15
% Mangan, 0,50-1,60% Chrom, nicht mehr als 0,010% Phosphor, nicht mehr als 0,002%
Schwefel, nicht mehr als 0,015% Aluminium, nicht mehr als 0,0006% Sauerstoff, nicht mehr
als 0,0050% Stickstoff, nicht mehr als 0,0015% Titan und 0,15-0,50% Molybdän, wobei
der Rest Eisen in Verbindung mit Verunreinigungen ist.
9. Anwendung nach Anspruch 8 auf die Herstellung eines Stahls mit 0,70-0,85%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan, 1,30-1,60% Chrom und 0,15-
0,30% Molybdän.
10. Anwendung nach Anspruch 8 auf die Herstellung eines Stahls mit 0,95-1,10%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan, 1,30-1,60% Chrom und 0,15-
0,30% Molybdän.
11. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf die Herstellung eines Stahls,
bestehend aus (in Gew.-%): 0,70-1,10% Kohlenstoff, 0,15-1,60% Silizium, 0,15-1,15%
Mangan, 0,50-1,60% Chrom, nicht mehr als 0,010% Phosphor, nicht mehr als 0,002%
Schwefel, nicht mehr als 0,015% Aluminium, nicht mehr als 0,0006% Sauerstoff, nicht mehr
als 0,0050% Stickstoff, nicht mehr als 0,0015% Titan, ein oder mehrere Anteile aus der
Gruppe, die 0,05-0,30% Vanadium und 0,05-0,30% Niob umfaßt, wobei der Rest aus Eisen
und Verunreinigungen besteht.
12. Anwendung nach Anspruch 11 auf die Herstellung eines Stahls mit 0,70-0,85%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
13. Anwendung nach Anspruch 11 auf die Herstellung eines Stahls mit 0,95-1,10%
Kohlenstoff, 0,15-0,35% Silizium, 0,15-0,50% Mangan und 1,30-1,60% Chrom.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59050073A JPS60194047A (ja) | 1984-03-14 | 1984-03-14 | 高品質軸受鋼およびその製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3507785A1 DE3507785A1 (de) | 1985-09-19 |
DE3507785C2 true DE3507785C2 (de) | 1996-07-04 |
Family
ID=12848823
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE3507785A Expired - Lifetime DE3507785C2 (de) | 1984-03-14 | 1985-03-05 | Verfahren zur Herstellung von Lagerstahl |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US4642219A (de) |
JP (1) | JPS60194047A (de) |
DE (1) | DE3507785C2 (de) |
GB (1) | GB2155951B (de) |
SE (1) | SE460058B (de) |
Families Citing this family (48)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6263650A (ja) * | 1985-09-13 | 1987-03-20 | Aichi Steel Works Ltd | 軸受鋼およびその製造法 |
JPS62170460A (ja) * | 1986-01-21 | 1987-07-27 | Honda Motor Co Ltd | 高強度弁ばね用鋼及びその製造方法 |
JPH0633441B2 (ja) * | 1986-03-19 | 1994-05-02 | エヌティエヌ株式会社 | 軸受軌道輪 |
JP2669419B2 (ja) * | 1986-09-02 | 1997-10-27 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱軸受用鋼 |
JPS63143239A (ja) * | 1986-12-05 | 1988-06-15 | Hitachi Metals Ltd | 耐食、耐摩軸受用鋼 |
JPH0762166B2 (ja) * | 1986-12-24 | 1995-07-05 | 大同特殊鋼株式会社 | 鋼の精錬方法 |
JPH01255650A (ja) * | 1988-04-05 | 1989-10-12 | Koyo Seiko Co Ltd | 高炭素クロム系軸受鋼 |
JPH01306542A (ja) * | 1988-05-31 | 1989-12-11 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 介在物組成を制御した軸受用鋼 |
JP2885829B2 (ja) * | 1988-07-11 | 1999-04-26 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
GB2224745B (en) * | 1988-08-15 | 1992-08-12 | N T N Toyo Bearing Kabushiki K | Bearing race member |
JP2726440B2 (ja) * | 1988-08-16 | 1998-03-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れ、かつ球状化焼鈍処理を簡略化または省略可能な軸受用鋼 |
GB2225022B (en) * | 1988-11-04 | 1993-04-14 | Nippon Seiko Kk | Rolling-part steel and rolling part employing same |
JP2657420B2 (ja) * | 1989-07-21 | 1997-09-24 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
JP2522457B2 (ja) * | 1989-09-19 | 1996-08-07 | 住友金属工業株式会社 | 冷間転造に適した軸受レ―ス用鋼管 |
US5229069A (en) * | 1989-10-02 | 1993-07-20 | The Goodyear Tire & Rubber Company | High strength alloy steels for tire reinforcement |
US5066455A (en) * | 1989-10-02 | 1991-11-19 | The Goodyear Tire & Rubber Company | Alloy steel wires suitable for tire cord applications |
US5167727A (en) * | 1989-10-02 | 1992-12-01 | The Goodyear Tire & Rubber Company | Alloy steel tire cord and its heat treatment process |
JPH03146639A (ja) * | 1989-10-31 | 1991-06-21 | Ntn Corp | 冷間ローリング加工用軸受鋼 |
DE69127580T2 (de) * | 1990-05-23 | 1998-04-16 | Aichi Steel Works Ltd | Lagerstahl |
JP2876715B2 (ja) * | 1990-06-04 | 1999-03-31 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
JPH04280941A (ja) * | 1991-03-08 | 1992-10-06 | Nippon Seiko Kk | 転動部品用鋼および転動部品 |
JP3725179B2 (ja) * | 1991-07-18 | 2005-12-07 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受の製造方法 |
US5385412A (en) * | 1991-09-20 | 1995-01-31 | Nsk Ltd. | Rolling bearing |
US5282689A (en) * | 1991-09-20 | 1994-02-01 | Nsk Ltd. | Rolling bearing |
SE501382C2 (sv) * | 1992-05-27 | 1995-01-30 | Skf Ab | Stål för kul- och rullager |
JP3232664B2 (ja) * | 1992-07-08 | 2001-11-26 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
JP3303176B2 (ja) * | 1993-12-27 | 2002-07-15 | 光洋精工株式会社 | 軸受部品 |
JP3556968B2 (ja) * | 1994-06-16 | 2004-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 高炭素系高寿命軸受鋼 |
JP3422094B2 (ja) * | 1994-10-14 | 2003-06-30 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
JP3512873B2 (ja) * | 1994-11-24 | 2004-03-31 | 新日本製鐵株式会社 | 高寿命高周波焼入れ軸受鋼 |
JP3565960B2 (ja) * | 1995-11-01 | 2004-09-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 軸受用鋼、軸受および転がり軸受 |
US6187261B1 (en) * | 1996-07-09 | 2001-02-13 | Modern Alloy Company L.L.C. | Si(Ge)(-) Cu(-)V Universal alloy steel |
JPH1046286A (ja) * | 1996-07-26 | 1998-02-17 | Nippon Seiko Kk | 転がり軸受 |
US6099797A (en) * | 1996-09-04 | 2000-08-08 | The Goodyear Tire & Rubber Company | Steel tire cord with high tensile strength |
DE19710333A1 (de) * | 1997-03-13 | 1998-09-17 | Univ Dresden Tech | Wälzlagerstahl mit einer verzögert einsetzenden Rekristallisation des Austenits |
EP1038985A4 (de) * | 1998-07-17 | 2003-04-02 | Sumitomo Metal Ind | Reiner stahl |
JP2001193743A (ja) * | 1999-11-02 | 2001-07-17 | Nsk Ltd | 転がり軸受 |
DE10015527A1 (de) | 2000-03-30 | 2001-10-04 | Wedeco Ag | Verfahren und Vorrichtung zum Betrieb einer UV-Strahlenquelle |
NL1014946C2 (nl) * | 2000-04-13 | 2001-10-16 | Skf Eng & Res Centre Bv | Werkwijze voor het vervaardigen van een onderdeel van een wentellager. |
JP4630075B2 (ja) * | 2005-01-24 | 2011-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 高炭素クロム軸受鋼およびその製造方法 |
US7435308B2 (en) | 2005-05-27 | 2008-10-14 | Nsk Ltd. | Rolling bearing |
JP4257368B2 (ja) * | 2007-06-05 | 2009-04-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 高清浄度鋼の製造方法 |
JP5459756B2 (ja) * | 2008-02-19 | 2014-04-02 | Ntn株式会社 | ローラフォロアおよび動弁装置 |
JP5832423B2 (ja) * | 2009-05-20 | 2015-12-16 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | ベアリングコンポーネント |
EP2608920B1 (de) * | 2010-07-02 | 2018-10-10 | Aktiebolaget SKF | Abbrennstumpfgeschweisste trägerkomponente |
CN106591697A (zh) * | 2016-11-09 | 2017-04-26 | 安徽千禧精密轴承制造有限公司 | 一种轴承合金钢和热处理方法 |
CN106435394A (zh) * | 2016-11-09 | 2017-02-22 | 安徽千禧精密轴承制造有限公司 | 一种耐磨耐高温轴承钢 |
CN115637378B (zh) * | 2021-07-20 | 2024-01-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种滚动体用轴承钢及其制造方法 |
Family Cites Families (34)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DD54111A (de) * | ||||
DE1214413B (de) * | 1959-04-10 | 1966-04-14 | Clevite Corp | Verwendung einer Stahllegierung als Werkstoff fuer Gleitanordnungen |
LU37966A1 (de) * | 1959-11-23 | |||
US3131097A (en) * | 1962-02-23 | 1964-04-28 | Gen Motors Corp | Heat treatment of bearing steel to eliminate retained austenite |
US3467167A (en) * | 1966-09-19 | 1969-09-16 | Kaiser Ind Corp | Process for continuously casting oxidizable metals |
DE1558505A1 (de) * | 1967-01-23 | 1970-04-16 | Hilti Ag | Verankerungsmittel |
DE1292692B (de) * | 1967-10-26 | 1969-04-17 | Edelstahlwerk 8 Mai 1945 Veb | Vorrichtung zum Umschmelzen von Metallen nach dem Elektroschlackeumschmelzverfahren |
US3586546A (en) * | 1968-07-29 | 1971-06-22 | Textron Inc | Method for determining optimum fatigue life of bearing steels |
FR2032162A5 (de) * | 1969-02-20 | 1970-11-20 | Roulements Soc Nouvelle | |
US3595707A (en) * | 1969-06-09 | 1971-07-27 | Ford Motor Co | Forged anti-friction bearing component manufacture |
US3595711A (en) * | 1969-06-09 | 1971-07-27 | Ford Motor Co | Antifriction bearing component manufacture |
US3595706A (en) * | 1969-06-09 | 1971-07-27 | Ford Motor Co | Forged fine carbide anti-friction bearing component manufacture |
US3632096A (en) * | 1969-07-11 | 1972-01-04 | Republic Steel Corp | Apparatus and process for deslagging steel |
GB1364235A (en) * | 1970-06-16 | 1974-08-21 | Apv Paramount Ltd | Process for making tool steels or alloys as part of the manufactu re of a cutting tool |
DE2031519C2 (de) * | 1970-06-25 | 1987-08-20 | Moskovskij večernyj metallurgičeskij institut, Moskva | Wälzlager |
US3663314A (en) * | 1970-10-14 | 1972-05-16 | Kaizo Monma | Bearing steel composition |
US3712808A (en) * | 1971-11-26 | 1973-01-23 | Carpenter Technology Corp | Deep hardening steel |
US3929523A (en) * | 1972-10-16 | 1975-12-30 | Nippon Steel Corp | Steel suitable for use as rolling elements |
DE2251894B2 (de) * | 1972-10-23 | 1976-12-30 | Nippon Seiko KJC., Tokio | Waelzlagerteil |
FR2204191A5 (en) * | 1972-10-23 | 1974-05-17 | Nippon Seiko Kk | Steel for roller components - with 15-80 volume % quasi-carbide dispersed in martensite matrix of surface layer |
US4023988A (en) * | 1976-02-02 | 1977-05-17 | Ford Motor Company | Heat treatment for ball bearing steel to improve resistance to rolling contact fatigue |
DE2715077C3 (de) * | 1977-04-04 | 1980-01-03 | Doneckij Nautschno-Issledovatelskij Institut Tschernoj Metallurgii, Donezk (Sowjetunion) | Exothermes Gemisch zum Frischen von Stahlschmelzen |
JPS5440226A (en) * | 1977-09-05 | 1979-03-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Spheroidizing heat treatment method for high carbon- chromium-molybdenum bearing steel |
JPS54125115A (en) * | 1978-03-24 | 1979-09-28 | Japan Steel Works Ltd | Rephosphorization preventing method of electric furnace steel |
JPS5541910A (en) * | 1978-09-14 | 1980-03-25 | Kawasaki Steel Corp | High carbon chromium bearing steel of long life |
US4295882A (en) * | 1978-10-24 | 1981-10-20 | Nippon Steel Corporation | Steel making process |
JPS55145158A (en) * | 1979-04-28 | 1980-11-12 | Daido Steel Co Ltd | Free cutting bearing steel and its manufacture |
JPS5929646B2 (ja) * | 1979-07-19 | 1984-07-21 | 山陽特殊製鋼株式会社 | ころがり軸受用鋼の製造方法 |
JPS601933B2 (ja) * | 1980-08-29 | 1985-01-18 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 軸受鋼鋼管の製造方法 |
AU532932B2 (en) * | 1981-03-30 | 1983-10-20 | Nippon Steel Corporation | Post-refining of basic oxygen steel |
JPS58174551A (ja) * | 1982-04-03 | 1983-10-13 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボロン含有鋼およびその製造方法 |
JPS59173246A (ja) * | 1983-03-23 | 1984-10-01 | Daido Steel Co Ltd | 高強度耐候性ばね用鋼 |
DE3335224A1 (de) * | 1983-09-29 | 1985-05-02 | Thyssen Edelstahlwerke AG, 4000 Düsseldorf | Stahl fuer hoher flaechenpressung ausgesetzte gegenstaende, wie waelzlager |
US4581079A (en) * | 1985-03-27 | 1986-04-08 | Amax Inc. | Bearing steel |
-
1984
- 1984-03-14 JP JP59050073A patent/JPS60194047A/ja active Granted
-
1985
- 1985-03-01 SE SE8501011A patent/SE460058B/sv not_active IP Right Cessation
- 1985-03-04 US US06/707,820 patent/US4642219A/en not_active Expired - Lifetime
- 1985-03-05 GB GB08505647A patent/GB2155951B/en not_active Expired
- 1985-03-05 DE DE3507785A patent/DE3507785C2/de not_active Expired - Lifetime
-
1986
- 1986-07-07 US US06/882,383 patent/US4702767A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
GB2155951A (en) | 1985-10-02 |
SE8501011L (sv) | 1985-09-15 |
GB2155951B (en) | 1988-05-25 |
GB8505647D0 (en) | 1985-04-03 |
US4642219A (en) | 1987-02-10 |
JPS60194047A (ja) | 1985-10-02 |
DE3507785A1 (de) | 1985-09-19 |
SE460058B (sv) | 1989-09-04 |
JPH045742B2 (de) | 1992-02-03 |
US4702767A (en) | 1987-10-27 |
SE8501011D0 (sv) | 1985-03-01 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3507785C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Lagerstahl | |
DE10017069B4 (de) | Unlegierter Stahldraht mit ausgezeichneter Beständigkeit gegen Rißbildung in Längsrichtung, ein Stahlprodukt für denselben und Verfahren zur Herstellung desselben | |
DE60030083T2 (de) | Hochkohlenstoffhaltiger draht mit hervorragenden zieheigenschaften und ermüdungswiderstand nach dem drahtziehen | |
DE60300506T2 (de) | Automatenstahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt | |
DE69821851T2 (de) | Titanberuhigter Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE10196303B3 (de) | Verfahren zur Herstellung eines hochreinen Stahls | |
DE3117539C2 (de) | ||
DE3114533A1 (de) | Rostfreier ferritstahl | |
DE2830850C3 (de) | Verwendung eines Einsatzstahls | |
DE2414909A1 (de) | Stahlpulver | |
DE4498699B4 (de) | Verwendung eines Rostfreien Stahls mit ausgezeichnetem Korrosionswiderstand gegenüber Salzschmelzen | |
DE2622353A1 (de) | Raffinierte schmelze fuer die herstellung eines kaltgewalzten, nicht- orientierten siliciumstahls und verfahren zu ihrer herstellung | |
DE69824131T2 (de) | Ferritischer Chromstahl | |
DE2364872A1 (de) | Verfahren zur herstellung von feinkoernigen niedriglegierten staehlen mit niedrigem kohlenstoffgehalt sowie feinkoernige niedriglegierte staehle mit niedrigem kohlenstoffgehalt | |
AT509598A4 (de) | Verfahren zur herstellung von werkzeugen aus legiertem stahl und werkzeuge insbesondere zur spanabhebenden bearbeitung von metallen | |
DE602005003430T2 (de) | Hochduktiles Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung | |
AT392982B (de) | Martensitaushaertbarer stahl | |
DE3009491A1 (de) | Stahl fuer das kaltschmieden und verfahren zu seiner herstellung | |
DE60033070T2 (de) | Stahl mit schweißwärmebeeinflusster Zone mit ausgezeichneter Zähigkeit | |
DE4231695C2 (de) | Verwendung eines Stahls für Werkzeuge | |
DE2703149A1 (de) | Borhaltige staehle | |
DE3222292C2 (de) | ||
DE2937908A1 (de) | Te-s-automatenstahl mit niedriger anisotropie und verfahren zu seiner herstellung | |
DE3126984A1 (de) | "stahl fuer den maschinenbau mit ausgezeichneter kaltschmiedbarkeit und zerspanbarkeit" | |
DE910309C (de) | Eisen- und Stahllegierungen mit guter Bearbeitbarkeit durch Schneidwerkzeuge |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8110 | Request for examination paragraph 44 | ||
8128 | New person/name/address of the agent |
Representative=s name: BLUMBACH, KRAMER & PARTNER, 81245 MUENCHEN |
|
D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition | ||
8328 | Change in the person/name/address of the agent |
Representative=s name: KRAMER - BARSKE - SCHMIDTCHEN, 81245 MUENCHEN |